Дифузійне зварювання з керованим напружено-деформованим станом та модифікуванням поверхонь з’єднання

Значно сприятливіший напружений стан створюється при навантаженні теплозмінами вузлів з'єднань матеріалів з різними ТКЛР. Основна його особливість - високий ступінь локалізації напружень і деформацій саме в зоні стику. Напружений стан в цьому випадку близький до плоского стиснення в одному матеріалі і плоского розтягу в іншому. При цьому на відміну від навантаження стисненням, прийнятого в класичній схемі ДЗ, з'являються значні дотичні напруження з максимумом в площині стику. При навантаженні теплозмінами це призводить до утворення локальних деформацій саме в безпосередній близькості від площини стику, тобто навантаження виконує свою основну функцію. У міру віддалення від стику рівень напружень і деформацій швидко зменшується. Такий НД стан практично не викликає загальних деформацій вузла.

Одночасне навантаження тиском і теплозмінами змінює характер НД стану поблизу стику - він стає об'ємним: відбувається розтягнення в двох і стиснення в третьому напрямках в одному матеріалі і всебічне стиснення в іншому. Цей НД стан матеріалів формується почергово, то в одному матеріалі то в іншому, при зміні нагрівання охолодженням. В результаті сприятливий НД стан створюється по черзі то в одному, то в іншому матеріалі, що створює більш сприятливі умови для формування з'єднання, ніж навантаження теплозмінами без тиску.

Однією з важливих характерних особливостей НД стану при навантаженні теплозмінами є його неоднорідність вздовж стику. Є точка в стику, де дотичні напруження дорівнюють нулю. У цій точці і зоні поблизу неї еквівалентні напруження, а відповідно і деформації, мінімальні. Ця точка, названа, по аналогії з теорією обробки металів тиском, „точкою деформаційного застою”, в циліндрі розташовується в центрі стику, а у втулці - між внутрішньою її поверхнею і серединою товщини. У міру віддалення від точки застою дотичні напруження майже лінійно зростають. Виключенням з цього правила є термічне навантаження у вільному (не закріпленому) стані втулок з малим співвідношенням висоти до товщини, типу плоских дисків. Максимальні еквівалентні напруження зосереджені на периферії стику, поблизу зовнішньої і внутрішньої поверхонь, найменші - в його внутрішній частині, особливо в ,,точці деформаційного застою''. Вздовж більшої частини стику характер НД стану близький до плоского деформованого.

Величина всіх напружень залежить від розміру інтервалу зміни температури (?Т), різниці ТКЛР (?б), модулів пружності матеріалів (Е), що з'єднуються, і коефіцієнтів Пуассона (µ). За умови пружного навантаження вузлів з матеріалів з однаковою (або близькою) жорсткістю для наближеної оцінки рівня напружень можна використовувати формули:

ух мах уz мах ±?б•?Т•Е/2(1-µ) и фху мах 0,65ух мах.

Їх характер (знаки) в матеріалі з меншим ТКЛР при нагріванні - розтяг (плюс), при охолодженні - стиск (мінус). У матеріалі з більшим ТКЛР знаки змінюються на зворотні.

Встановлені закономірності залишаються чинними при всіх співвідношеннях модулів пружності і ТКЛР матеріалів, що з'єднуються, але рівень напружень, природно, змінюється.

При одночасному навантаженні стиском та теплозмінами дотичні напруження при зменшенні жорсткості одного з матеріалів збільшуються або зменшуються, залежно від напрямку зміни температури і співвідношення модулів пружності та ТКЛР матеріалів, що з'єднуються. Наприклад, якщо матеріал з меншим ТКЛР має і меншу жорсткість, то при нагріванні дотичні напруження - зменшуються, а при охолодженні збільшуються.

У вузлах з різними зовнішніми діаметрами деталей (типу «втулка-фланець»), наявність точки концентрації на зовнішній поверхні стику збільшує ступінь нерівномірності розподілу напружень в стику, зменшуючи їх рівень біля внутрішньої частини і збільшуючи в точці концентрації.

Віддалення вільної бічної поверхні фланця від стику утруднює деформування матеріалу фланця в зоні стику, зміщує характер НД стану у напрямку всебічного стиснення і зменшує еквівалентні напруження при всіх варіантах навантаження. Для компенсації цього чинника необхідно збільшувати параметри навантаження (тиск і ступінь зміни температури), що може призвести до збільшення загальних деформацій вузла при зварюванні. Отже, при конструюванні заготовок під зварювання такі вузли бажано, по можливості, не застосовувати.

У четвертому розділі досліджено вплив пластичних деформацій (ПД) на НД стан циліндричних вузлів.

Дослідження показали, що поява ПД, як миттєвих, так і повзучості, хоч би в одному з матеріалів не змінюючи істотно характер полів напружень, зменшує їх максимальну величину.

При традиційній схемі ДЗ при постійний температурі підтверджено ефект зміцнення, відзначений в умовах дії пружних деформацій матеріалів різної жорсткості. В результаті пластичні деформації розвиваються поза зоною стику, що призводить до підвищення загальних деформацій вузлів.

Навантаження теплозмінами з'єднань матеріалів, які мають різні ТКЛР, створює ідеальні умови для локалізації с ПД саме в зоні стику. ПД розвиваються переважно в осьовому напрямку, тобто, перпендикулярному стику. Залежно від знаку зміни температури осьові ПД. подовження і скорочення по черзі переходять з одного матеріалу в іншій. При нагріванні осьові деформації подовження розвиваються в матеріалі з більшим ТКЛР, при охолодженні - з меншим.

У радіальному і окружному напрямках ПД мають меншу величину і протилежний осьовим деформаціям знак. Нерівномірність їх розподілу по стику, характерна для навантаження тиском, зберігається і при навантаженні теплозмінами, але основні компоненти деформації розподілені більш рівномірно.

Точка з мінімальними ПД співпадає з „точкою деформаційного застою”.

Одночасне навантаження тиском і теплозмінами при з'єднанні матеріалів з близькими границями плинності і різними ТКЛР також забезпечує локалізацію ПД саме в зоні стику, але вони розвиваються по одну сторону від стику - в матеріалі з меншим ТКЛР при нагріванні і з більшим - при охолодженні.

Порівняння епюр ПД для різних моделей вузлів показує, що всі закономірності для вузлів типу Ц-Ц і В-В однакові. Відмінність полягає лише в тому, що точка мінімальних деформацій на осі вузла Ц-Ц переміщається у вузлі В-Ф в точку, яка знаходиться на відстані близько 0,23 товщини втулки від її внутрішньої поверхні.

Характер НД стану і величина напружень в циліндричних вузлах не залежать від масштабного чинника, тобто вони не змінюються при зміні конкретних розмірів радіусів (внутрішнього r і зовнішнього R), товщини (b = R-r) і висот (h), якщо зберігаються постійними співвідношення основних розмірів. Зміна цього співвідношення може дещо змінити характер НД стану і величину окремих складових напружень. При цьому визначальними є: відносний радіус, тобто співвідношення внутрішнього радіусу до товщини (r/b) і відносна висота (h/b) втулки.

Розподіл напружень і деформацій вздовж стику змінюється зі зміною внутрішнього радіусу r. В результаті, якщо при r (r/b) = 0 (вузол типу Ц-Ц) рівень еквівалентних напружень від центру стику до його зовнішньої поверхні збільшується, а „точка деформаційного застою” знаходиться в центрі, то при появі внутрішньої поверхні навіть невеликого радіусу r напруження поблизу неї зростають, точка деформаційного застою зміщується всередину стику. При подальшому збільшенні внутрішнього радіусу точка деформаційного застою все більше віддаляється від внутрішньої поверхні і наближається до середини стику (середини товщини). ЇЇ зсув тим більше помітний, чим менше відносна висота. У вузлах типу кілець з великим внутрішнім радіусом і диску з малою відносною висотою, „точка деформаційного застою” знаходиться практично в центрі стику.

Особливості НД стану вузлів типу В-Ф, відмічені в пружному рішенні, зберігаються і при появі пластичних деформацій. Останні зосереджені в основному в матеріалі втулки. Їх поява, природно, знижує пік напружень в точці концентрації і загальний рівень напружень поблизу стику. Ступінь нерівномірності розподілу ПД вздовж стику зростає.

Аналіз результатів моделювання з урахуванням деформацій повзучості, які розвиваються в часі, показав, що весь період витримки під постійним тиском стиснення з погляду формування і зміни напруженого стану можна розбити на два: період формування НД стану, протягом якого характер його змінюється, і період стабілізації, тобто незмінного НД стану. Протягом першого періоду змінюється співвідношення окремих складових напружень, відповідно змінюється швидкість повзучості.

Тривалість цього періоду, при стиску і температурах, характерних для ДЗ, не перевищує 1,5 - 2-х хвилин. У другому періоді співвідношення складових залишається незмінним, еквівалентні напруження і швидкість повзучості залишаються постійними. Підтримувати постійним тиск стиснення в другому періоді недоцільно, оскільки швидкість повзучості матеріалу в зоні стику, в цей період значно нижча, ніж на відстані від нього, що неминуче призведе до підвищених загальних деформацій зварного вузла.

При навантаженні теплозмінами формування полів напружень і деформацій визначається трьома різними процесами. Перший процес пов'язаний з температурними деформаціями, коли напруження і деформації зростають за рахунок різного температурного скорочення або розширення матеріалів, що з'єднуються. Визначальними чинниками тут є відмінність ТКЛР матеріалів, що з'єднуються, і ступінь зміни температури. Другий процес пов'язаний з деформаціями повзучості, точніше з різним ступенем деформації матеріалів, що з'єднуються, які мають різний опір повзучості. Тут визначальною є відмінність термостійкості матеріалів з одного та іншого боків стику. Третій процес пов'язаний з релаксацією напружень, внаслідок чого рівень напружень зменшується, а деформації зростають. У цьому процесі визначальним є час і здатність матеріалів чинити опір релаксації. На етапі витримки при постійній температурі перший чинник відсутній, зміна напруженого стану відбувається тільки внаслідок повзучості матеріалу по одну сторону від межі розділу (утворення напружень і деформацій) і релаксації напружень (зменшення напружень).

При термоциклуванні (постійній зміні температури) вже після закінчення першого циклу охолодження (0 - 120 с) - нагрівання (120 - 240 с) у вузлі утворюється складне поле напружень. При подальших циклах картина повторюється і в кінці кожного циклу навантаження характер НД стану залишається практично незмінним, хоча рівень напружень дещо зростає. На деякій відстані від внутрішньої поверхні втулки є чітко виражені точка з нульовими дотичними напруженнями („точка деформаційного застою”) і зона з мінімальними еквівалентними деформаціями повзучості

При одночасному навантаженні стиком і термоциклуванням (охолодження-нагрівання) також створюється складний НД стан, який в подальших циклах повторюється. Характер зміни напружень і деформацій в часі в усіх точках і в усіх циклах навантаження практично однаковий, але зростає їх рівень.

Таке навантаження є доцільним лише при короткочасному прикладанні тиску стиснення, коли деформації миттєвої пластичності розподілені вздовж стику майже рівномірно, що забезпечує утворення фізичного контакту між матеріалами, що з'єднуються, вздовж всього стику. При тривалій витримці під тиском деформації повзучості розвиваються більшою мірою на периферії стику (поблизу зовнішньої поверхні втулки) і далеко від стику, сприяючи значній деформації всієї деталі в цілому. З урахуванням цього чинника на стадії витримки доцільно поступово зменшувати зусилля стиснення.

При всіх варіантах навантаження епюри розподілу ПД у всіх типах циліндричних вузлів мають одні і ті самі особливості: наявність максимумів поблизу циліндричних поверхонь і мінімуму всередині стику. При цьому максимум ПД у зовнішньої поверхні більше, ніж у внутрішньої. Природно, в циліндричних вузлах, що не мають внутрішньої поверхні, максимум ПД. знаходиться лише поблизу зовнішньої поверхні.

Характер розподілу ПД в обох матеріалах, що з'єднуються, залежить від ТКЛР і межі текучості матеріалів, що з'єднуються, конструктивних особливостей вузла, а також характеру зміни температури (нагрівання або охолодження).

Для зручності кількісної оцінки оптимальності різних варіантів технології ДЗ і конструкції вузлів з різнорідних матеріалів запропоновані деякі кількісні показники оптимізації:

1) Коефіцієнт рівномірності розподілу ПД вздовж стику - К. Таким показником може бути співвідношення ПД в середній частині стику еm (посередині товщини втулки або посередині радіусу циліндра) до середніх деформацій по довжині стику. Вочевидь, значення цього показника може змінюватися від 1 (ідеальний варіант) до 0 (малоприйнятний варіант).

2) Відносна величина ,,зони деформаційного застою'' х0 - співвідношення величини зони з ПД, що дорівнюють нулю bo до величини стику b (товщині втулки або радіусу циліндра). Цей показник може змінюватися від 0 (оптимальний варіант) до 1 (неприйнятний варіант).

3) Ступінь локалізації ПД в зоні стику у0 - співвідношення протяжності зони ПД в середній частині поперек стику (посередині товщини втулки або радіусу циліндра) до висоти втулки (циліндра). Цей показник може змінюватися від 1 (ПД утворюються по всій висоті) до 0 (ПД в середній частині відсутні). Обидва крайні значення не є оптимальними. Цей показник можна використовувати як додатковий до перших двох і його значення повинно бути по можливості меншим, але відмінним від нуля.

Аналіз результатів оцінки різних варіантів з застосуванням запропонованих умов показав, що вони в цілому співпадають з висновками, що зроблені в процесі роботи. Запропоновані кількісні умови можуть використовуватися при оцінюванні придатності того або іншого варіанту конструкції заготівки і навантаження для циліндричних вузлів різних типів.

У 4 розділі проведено верифікацію результатів моделювання шляхом їх співставлення з результатами ДЗ реальних деталей. Показано заготовку корпусу електромагніта, яка складається з трьох деталей (1, 3. 5) зі сталі 12Х18Н10Т і двох деталей (2, 4) із сталі 10895, та зварюється при термоциклуванні 1000-700-1000 0С з накладанням 3-х циклів. В процесі зварювання переміщення верхньої точки кожної заготовки відносно нижньої записують для контролю за величиною деформацій та порівнюють з результатами розрахунку. Розрахункові та експериментальні переміщення добре узгоджуються. Співпадають також за величиною і характером деформації металів біля кожного стику.

Локалізацію пластичних деформацій біля стику підтверджує мікроструктура та смугастий характер тонкої структури по обидві сторони від стику. У вузькій смузі сталі 12Х18Н10Т спостерігаються високодисперсні зародки рекристалізації, що не встигли розвинутись в умовах експерименту. Позитивний вплив термоциклування підтверджено механічними випробуваннями з'єднань, при яких руйнування всіх зразків проходило по сталі 10895 з границею міцності (363…398)/383 МПа (у знаменнику середнє значення). Мікроструктура та характер деформування в зоні стику свідчать про відсутність в зоні з'єднання будь яких дефектів або крихких фаз. Метал має волокнисту будову.

Для оцінки ефективності керування НД станом проведено ДЗ жароміцних сплав ЧС 88У, ЭП 609 та ЭИ 602. Перші два сплави є дисперсійнотвердіючими, сплав ЭИ 602 - аустенітним. Сплави зварювали між собою у різних комбінаціях, у тому числі сплав ЧС 88У в стані повної термообробки та після аустенізації з наступним гартуванням у воді. Для останнього випадку моделювали НД стан, визначали поля і епюри ПД при нагріванні від 500 до 1150 °С. Оскільки зварювали циліндричні зразки то моделювання проводили для вузла Ц-Ц при дії зовнішнього осьового тиску 15 МПа, загартована деталь була нижньою.

Дослідження показали, що при нагріванні до температури 1050 °С ПД практично відсутні. При 1050 °С починається процес розчинення зміцнюючої фази термообробленого зразка, що супроводжується утворенням радіальних ух та осьових уу напружень. які є напруженнями стику у верхній деталі та розтягу в нижній. Сумісно з напруженнями стиснення від зовнішніх навантажень вони призводять до зменшення

еквівалентних напружень у верхній деталі і збільшення в нижній. В результаті вже при 1075 °С еквівалентні ПД подовження у нижній деталі зростають від 0,02 до 0,05 %. При подальшому підвищенні температури до 1150 °С продовжується зростання ПД. Деформації зсуву майже лінійно збільшуються від нуля в ,,точці деформаційного застою'' в центрі зразка до максимальних біля зовнішньої поверхні.

Враховуючи отриманні результати, надалі для дослідження структури і механічних властивостей з'єднань термоциклування проводили в температурному інтервалі 850-1150-850 °С при зовнішньому тиску 15 МПа. Для порівняння, показано мікроструктуру з'єднання сплаву ЭП 99 після ДЗ у однаковому структурному стані (стан постачання) при постійній температурі 1175 °С і тиску 25 МПа, як рекомендовано в довідниковій літературі. Мікроструктуру зварних з'єднань сплавів у різному структурному стані показано. Співставлення мікроструктур показує, що при традиційній схемі ДЗ в зоні стику формується міжкристалічний міжатомний зв'язок (границі зерен орієнтовані по площині стику), а при ДЗ за розробленою технологією встановлюється внутришньокристалітний міжатомний зв'язок (утворюються спільні зерна в зоні стику).

Таким чином, виконані дослідження підтверджують як адекватність результатів моделювання, так і ефективність керування НД станом при ДЗ.

У п'ятому розділі досліджено вплив модифікування і легування поверхні досліджених сталей і сплавів на топографію поверхні, структуру і властивості поверхневого шару, та їх вплив на формування з'єднань. На першому етапі визначено параметри електронного пучка, які забезпечують рівномірне оплавлення металів з утворенням гладенької поверхні після попереднього електроіскрового різання (20...25 Дж/см2). Для модифікованого шару досліджених сталей 10895, 12Х18Н10Т і сплаву ЧС88У-ВИ характерне значне подрібнення зерна і підвищення щільності дислокацій у модифікованому шарі до (2…5)·1011 см-2. Наприклад показано структуру сталі 10895.

Аналогічну будову має модифікований шар сталі 12Х18Н10Т. Мікротвердість модифікованого шару сталі 10895 зростає на 74%, сталі 12Х18Н10Т - на 12 %, а сплаву ЧС88У-ВИ - зменшується на 20 %. Зменшення мікротвердості поверхневого шару сплаву ЧС88У-ВИ, ймовірно, пов'язане з розчиненням зміцнюючих фаз, тобто внаслідок ефекту гартування з рідкого стану. Субзеренна структура досліджених металів в модифікованому шарі має розміри зерен 2...7 мкм. Разом з тим, спостерігається фрагментація зерен до розмірів 0,3...0,5 мкм. У модифікованому шарі сплаву ЧС88У-ВИ найбільша щільність дислокацій спостерігається біля границь г'-фази.

Для всіх трьох досліджених металів у модифікованому шарі спостерігаються нерівноважний стан, дисипативні і субкристалічні структури. При щільності енергії пучка 25 Дж\см2, тривалості імпульсів 100 мкс і 5 імпульсах глибина оплавленого шару дорівнює 17...22 мкм. Підвищена мікротвердість сталі 10895 спостерігається на глибині до 170 мкм.

Для відливок жароміцного сплаву характерне зерно великих розмірів з субструктурою та високодисперсними фазовими включеннями розміром 0,15...0,25 мкм, розподіл та морфологія яких аналогічні г'-фазі. Для попередження мікротріщин модифікація жароміцного сплаву повинна проводитись при щільності енергії пучка не більше 20 Дж/см2.

Вплив способу підготовки поверхні на формування з'єднань при ДЗ досліджували шляхом модифікування обох поверхонь або однієї з них. При зварюванні сталей 12Х18Н10Т з полірованою поверхнею та 10895 з модифікованою мікротвердість сталі 10895 в зоні стику зменшилась порівняно з модифікованим шаром до 1170...1280 МПа, а сталі 12Х18Н10Т зросла в середньому на 35 % порівняно з основним металом (до 2340...2580 МПа). Зі сторони сталі 12Х18Н10Т формується паралельно стику тонка смуга зародків рекрестилізації нанорозмірів. Спостерігаються також вузькі стрічки пластичної деформації (шириною до 1мкм), які мають складну внутрішню структуру. Вони обумовлені високодисперсною фрагментацією смуги, про що свідчить наявність чорно-білого контрасту. У деяких смугах виявлено високу щільність дислокацій. Така структура свідчить про високий ступінь локалізації (до 1 мкм) пластичної деформації в сталі 12Х18Н10Т з полірованою поверхнею. Зі сторони сталі 10895 з модифікованою поверхнею біля стику проходить рекристалізація, величина зерна зростає до 150…175 мкм, а щільність дислокацій і мікротвердість зменшуються, що свідчить про розвиток рекристалізаційних процесів.

Співставлення результатів показало, що найбільш активно взаємодіють обидві модифіковані поверхні сталей 10895 і 12Х18Н10Т, що мають високий рівень напружень 3-го роду (до 3500…3700 МПа).

Установлено, що об'ємна доля спільних зерен у стику при обох модифікованих поверхнях, навіть без урахування високодисперсних зерен, майже на порядок більша порівняно з модифікуванням тільки поверхні сталі 12Х18Н10Т і майже в 3 рази більша, ніж при модифікуванні поверхні сталі 10896, енергія дефектів кристалічної будови якої значно більша ніж сталі 12Х18Н10Т. При з'єднанні обох модифікованих поверхонь біля стику в сталі 12Х18Н10Т формується смуга зародків рекристалізації шириною до 20...30 мкм. Діаметр зародків дорівнює 2,5...5,0 мкм. Біля стику спостергіаються сліди релаксації - субзеренна структура з чіткими границями і значно зменшеною щільністю дислокацій. Структура обох сталей біля стику близька до рівноважної. Вона є клубково-комірчатою. Лінія стику тонка і виявляється важко. Модифікування обох поверхонь забезпечує утворення монолітного зварного з'єднання. Дослідження тонкої структури показало, що світлова мікроскопія не виявляє дисперсних зародків рекристалізації, яких у зоні стику незліченна кількість. Мікроструктуру з'єднання показано.

При ДЗ сплаву ЧС88У-ВИ найбільша об'ємна доля рекристалізованих зерен (45 %) спостерігається при з'єднанні модифікованої та немодифікованої поверхонь. Це пояснюється тим, що ТКЛР сплаву після гартування, яке сплав отримує після обробки НВЕП і після повільного охолодження відливок суттєво відрізняються внаслідок структурних перетворень, які супроводжуються структурними деформаціями. Таким чином ПД в зоні стику є додатковим фактором, який сприяє активації поверхні. Мікроструктуру зварного з'єднання показано.

У роботі розглянуто два напрямки модифікування поверхонь сплавів: безпосередньою дією НВЕП і легуванням поверхні шляхом переплавлення попередньо нанесеного на поверхню легуючого елементу. Поверхні легували елементами, які знижують температуру плавлення

поверхневого шару, зокрема цирконієм, гафнієм,ніобієм. Ці елементи не викликають різкого негативного впливу на властивості сплавів. При вмісті гафнію до 4,0, ніобію до 3,0, цирконію до 2,5 % (мас.) довговічність сплаву ЧС 70 ВИ при 900 єС і напруженні 250 МПа зберігається не нижче 100 годин.

Попередньо визначали параметри режиму обробки. Перед обробкою НВЕП на поверхні сплавів ЧС 88У-ВИ наносили іонно-плазмовим методом цирконій або гафній. На сплав Inconel 718 наносили ніобій. Як модельний використовували також титан. Досліджували товщини шару 1...3 мкм.

Після електронно-пучкової обробки (ЕПО) визначали концентрацію елементів на поверхні легованого шару, а на косих шліфах - розподіл елементів по товщині.

За результатами формування поверхні легованого шару і концентрацією легуючих елементів на його поверхні вибрано товщину шару 1 мкм. При щільності енергії пучка 15...20 Дж/см2 формується гладенька дзеркальна поверхня. При більшій щільності енергії на поверхні сплаву ЧС 88У-ВИ утворюються мікротріщини. На сплаві Inconel 718 мікротріщини не виявлені при будь-якій дослідженій щільності енергії (до 50 Дж/см2).

Температура автономного плавлення поверхневого шару не перевищувала 1180...1200 єС, а кількості розплаву було достатньо навіть для паяння з капілярним зазором та утворення галтелі.

Досить рівномірний розподіл елементів по товщині легованого шару забезпечується при п'яти імпульсах. Зміна параметрів процесу обробки поверхні і товщини нанесеного шару легуючого елементу дозволяє регулювати товщину легованого поверхневого шару від 14 до 47 мкм і змінювати концентрацію цього елементу від 1,0...1,5 % до концентрації, близької до евтектичної в системі основа сплаву - легуючий елемент, який вводиться. Наприклад, при напиленні на сплав ЧС 88У-ВИ шару цирконію товщиною 1 мкм його концентрацію в легованому шарі змінювали від 6,6 до 11,2 %. Концентрація інших елементів складала (% мас.): 14,44...15,06 Cr; 9,3…10,64 Co; 1,45…1,6 Mo; 2,15…4,63 W; 1,48…2,57 Al; 2,36…3,8 Ti; нікель - решта. При легуванні поверхні сплаву Inconel 718 ніобієм концентрація елементів склала: 14,34…15,3 Fe; 14,8…15,3 Nb; 15,2…16,7 Cr; 1,09 Ti; нікель - решта.

У роботі досліджували ДЗ сплавів при легуванні однієї або обох поверхонь. Враховуючи сприятливий вплив термоциклування на формування з'єднань, температуру зварювання змінювали від 850 до 1180 єС (три цикли) під тиском 15; 10; 5 Па. Визначено, що зміна тиску на структуру і властивості з'єднань впливала не суттєво. Лінія стику практично не виявляється. Підвищену концентрацію легуючого елементу можна знайти лише локальним рентгеноспектральним мікроаналізом. У стику формуються спільні зерна. При легуванні однієї поверхні, яка з'єднується зі сплавом, що мав сповільнене охолодження відливки, чітко виявляються подрібнення структури легованого шару і видовжені зерна вздовж стику, що свідчить про пластичну деформацію сплаву в зоні з'єднання. Такі зерна відсутні при зварюванні в тих же умовах двох полірованих поверхонь в однаковому структурному стані сплаву.