книги / Сварка в машиностроении. Т. 2

VII группы) обладает пониженной активностью по сравнению с предыдущими металлами, однако отсутствие пассивирующихся поверхностных слоев делает его достаточно активным и взаимодействующим с окружающей средой. Хими­ ческая активность тугоплавких металлов VIII группы' значительно ниже, чем у металлов IV, V и VII групп.

2.Предельная растворимость примесей внедрения, температура взаимодействия

спримесями и закономерности окисления тугоплавких металлов

Степень влияния примесей внедрения на свойства тугоплавких металлов зависит от их предельной растворимости в металле (рис. 2), типа кристалличе­ ской решетки, характера образующихся соединений; чем меньше растворимость, тем больше это влияние. Резкое охрупчивание металлов, вызываемое примесями внедрения, связано прежде всего с выделением их в виде соединений (оксидов, нитридов, гидридов, карбидов) по границам зерен при содержании больше пре­ дельной растворимости. Примеси внедрения, находящиеся в твердом растворе,

ухудшают пластические свойства тугоплавких металлов, главным образом из-за торможения движения дислокаций и уменьшения сопротивляемости образованию и развитию 'трещин.

Наиболее чувствительны к охрупчиванию мономорфные металлы V и VI групп, имеющие объемно-центрированную кубическую решетку. Характерной особен­ ностью этих металлов является их хладноломкость, т. е. переход из пластичного состояния в хрупкое.в некотором интервале температур (за исключением тантала) (рис. 3, 4).

Металлы высокой чистоты сохраняют высокие пластические свойства. Наи­ большей хладноломкостью, т. е. высокой температурой перехода в хрупкое состоя­ ние, обладают металлы VI группы, особенно вольфрам, в связи с исчезающе ма­ лой растворимостью примесей внедрения, которая почти на три порядка меньше, ч#ем у элементов V группы (см. рис. 2). Даже рафинированные металлы VI группы являются, по-видимому, по отношению к примесям внедрения пересыщенными твердыми растворами или двухфазными. Для металлов V группы по степени влия­ ния на возникновение хрупкости примеси внедрения располагаются в следующем порядке: водород, азот, кислород, углерод; для металлов VI группы: углерод, кислород, азот, водород. Из тугоплавких металлов хладноломкими являются также рутений и осмий, имеющие гексагональную плотноупакованную решетку.

На свариваемость сплавов на основе тугоплавких металлов влияет состав сплавов и содержание легирующих элементов.

Имеются несколько основных путей получения качественных сварных соеди­ нений.

I. Высокая чистота исходных материалов (основного и присадочного ме­ талла, защитных материалов), обеспечивающая минимально допустимое содер­

жание примесей; в некоторых случаях целесообразно применять специальные присадочные материалы, улучшающие пластические свойства соединения.

2. Применение техники и технологии сварки, гарантирующих качественную защиту, минимальное содержание примесей. Главным технологическим требо­ ванием при сварке тугоплавких металлов является изоляция от атмосферы рас­ плавленного металла и металла, нагреваемого в процессе сварки до температур

и относительного сужения (б) тугоплавких металлов от тем­ пературы [13]

начала его реакции с газами; для этого следует использовать инертные газы вы­ сокой чистоты (аргон высшего сорта по ГОСТ 10157—73, гелий по ВЧ МРТ4 51-04—65) или вакуум при давлении не выше 3 - 10"4 мм рт. ст. Наряду с защитой необходима тщательная подготовка деталей под сварку: зачистка (не допускаются

В)

Рис. 4. Влияние примесей на температуру хладноломкости ванадия (а), ниобия

(б) и молибдена (в) [10]

расслоения, заусенцы и другие дефекты), травление для удаления поверхностных окислов, промывка, сушка, обезжиривание, обезвоживание. Наряду с металлом необходимо очищать и обезвоживать сварочные приспособления и инструменты.

3. В связи с высокой чувствительностью тугоплавких металлов и особенно сплавов к термическому циклу (склонность к росту зерна, перегреву, структур­ ным превращениям с образованием промежуточных фаз) сварку нужно произво­ дить на режимах, обеспечивающих оптимальные свойства и формирование соеди­ нения.

Повышение свойств сварных соединений сплавов достигается термической,

атакже термомеханической обработкой.

4.Улучшение напряженного состояния в сварных соединениях за счет ра­ ционального конструирования сварных узлов, направленного на уменьшение жесткой схемы напряженного состояния, уменьшение и снижение остаточных напряжений.

Для соединения тугоплавких металлов применяют преимущественно сварку плавлением: дуговую в среде инертных газов (в камерах и со струйной защитой); электронно-лучевую, вакуумно-дуговую, полым катодом, лазерную; под флюсом (для титана). Для некоторых изделий используют контактную сварку, диффу­ зионную, ультразвуковую, взрывом, трением, холодную давлением, химическим осаждением металла из жидкой фазы.

Вотличие от сталей ручная дуговая сварка жаропрочных металлов покрыты­ ми электродами не нашла широкого применения в связи с высокой активностью

ичувствительностью к примесям большинства этих металлов.

Всоответствии с физико-химическими свойствами и расположением в перио­

дической системе тугоплавкие металлы IV группы периодической системы обла­ дают хорошей свариваемостью; V группы — удовлетворительной, VI группы — ограниченной, VII и VIII групп — хорошей.

Технику и технологию сварки тугоплавких металлов и их сплавов рассмот­

с общностью химических и кристаллографических свойств. Режим сварки за­ висит от их теплофизических свойств (температуры и теплоты плавления, тепло­ емкости, вязкости при различных температурах). Характерными общими особен­ ностями металлов этой группы являются:

а) наиболее высокая (среди тугоплавких металлов) химическая активность по отношению к кислороду, азоту, водороду, с которыми они соединяются непо­ средственно при повышенных температурах с образованием устойчивых соедине­ ний, вызывающих резкое охрупчивание металла; оксиды и нитриды устойчивы при низких и высоких температурах; температура плавления оксидов Ti, Zr, Hf составляет соответственно 1820, 2710, 2811° С, нитридов Ti — 3205° C,Zr — 2980°С; гидриды этих металлов устойчивы при низких температурах, но при 700—800° С разлагаются, что существенно изменяет растворимость водорода;

температурной P-фазы при нагреве выше температуры полиморфного превраще­ ния, перегревом и образованием хрупких фаз при охлаждении и старении;

в) склонность к замедленному разрушению; характерной особенностью чис­ тых металлов этой группы является высокая сопротивляемость горячим трещи­ нам при сварке, главным образом в связи с малым температурным интервалом хрупкости, а также тсплофизическими свойствами при повышенных температурах; однако металлы этой группы проявляют склонность к замедленному раз­ рушению вследствие водородного охрупчивания при наличии растягивающих напряжений I рода; это явление резко интенсифицируется при наличии дополни­ тельных охрупчивающих факторов: повышенном содержании примесей, неблаго­ приятных структурах, жестком напряженном состоянии;

г) в металлах и сварных соединениях этой группы наблюдается значитель­ ная анизотропия свойств в связи с тем, что низкотемпературная а-модификация имеет гексагональную плотноупакованную решетку, для которой характерно это явление.

С вар ка ти тан а и титановы х сплавов

Сплавы титана и их свариваемость [4, 5, 10, 14, 18, 20, 24—28]. Титан имеет две аллотропические модификации: высокотемпературную р—Ti с объемноцентрированной кубической решеткой и низкотемпературную а —Ti с гексаго­ нальной плотноупакованной. Температура полиморфного превращения титана a îff Р в равновесных условиях равна 882,5° С. Плотность а —Ti (4,506—4,56 г/см3) выше плотности р—T i (4,471 г/см3 при 400° С), поэтому превращение высокотем­ пературной фазы в низкотемпературную Р -*• а сопровождается в отличие от ста­ лей уменьшением объема (~0,13%) и не дает достаточно сильного внутрифазлого наклепа.

Рис. 5. Схема влияния легирующих элементов на температуру полиморфного превращения титана и структурные диаграммы

Легирующие элементы по влиянию на полиморфизм титана (температуру превращения, растворимость, стабилизацию той или иной фазы) могут быть разделены на следующие группы: 1) а-стабилизаторы; 2) Р-стабилизаторы; 3) нейт­ ральные упрочнители (Zr, Hf, Sn), мало влияющие на температуру полиморфного превращения (рис. 5); а-стабилизаторы повышают температуру а->Р-превра- щения (рис. 5, а), значительно растворяются в a -фазе и незначительно в Р-фазе. Алюминий, стабилизирующий a -фазу, является основным легирующим элементом для титана, благодаря дешевизне, малой плотности, эффективному упрочнению как а-, так и P-фаз, повышению жаропрочности титановых сплавов. За пределами растворимости (7,5% в а-сЬазе) алюминий образует с титаном хрупкое интерметаллндное соединение Ti3Al. р-стабилизаторы делятся на две основные группы: изоморфные — неограниченно растворяющиеся в P-фазе (V, Nb, Та, Mo, W) (рис. 5, б), и эвтектоидообразующие, обладающие большей, но ограниченной раст­ воримостью в P-фазе, чем в a -фазе (рис. 5, в). К их числу относятся (в порядке повышения температуры эвтектоидного превращения и жаропрочности) Mn, Fe, Сг, Со, Ni, Си, Si, а также Pb, Be, Ag, Au и др. При определенных концентрациях

ния, при котором P-фаза распадается на а- и у'фазы. По интенсивности стабили­ зации P-фазы элементы можно расположить в следующем порядке: Fe, Mn, Сг, Mo, V, Nb, Ta. При содержании в титане p-стабилизирующих элементов больше критического (12% Mo, 15% V, 8% Сг, 4% Мп, 6,5% Fe) P-фаза может быть за­ фиксирована при 20° С.

В зависимости от содержания а-стабилизаторов (А), Р-изоморфных (Ви) и эвтектоидных (Вэ) стабилизаторов и нейтральных упрочнителей (N) типы ти­ тановых сплавов сводятся к следующим: Ti—A, Ti—A—N, Ti—А—В9, Ti—А—Ви, Ti—А—Вв—Вн, Ti—А—В9—N, Ti—А—Ви—В9—N. В зависимости от структуры в нормализованном состоянии титановые сплавы подразделяют на следующие классы (табл. 3): 1) а-сплавы, структура которых представлена а-фазой; 2) а + Р-

Применяют деформируемые и литейные сплавы. В табл. 3 представлены де­ формируемые сплавы, используемые для сварных конструкций. Разрабатываются новые сплавы со специальными свойствами (жаропрочные, хладостойкие, корро­ зионно-стойкие) на основе комплексного легирования. Например, серия а-сплавов типа СТ, имеющих высокую жаропрочность, специальными свойствами обладают сплавы типа ИРМ.

Механические свойства и структура титана и его сплавов зависят от приме­ сей, которые разделяются на две группы: а) внедрения — 0 2, N2, С, являющиеся а-стабилизаторами, и Н2 — Р-стабилизатор; б) замещения — Fe, Si (для титана). Влияние примесей внедрения значительно сильнее. Кислород снижает пласти­ ческие свойства в области малых концентраций (до 0,1%); в интервале концентра­ ций 0,1—0,5% он относительно мâлo влияет на пластичность, по при больших содержаниях (>0,7% ) титан полностью теряет способность к пластическому деформированию. Азот охрупчиваст титан в еще большей степени. При содержа­ нии его более 0,2% наступает хрупкое разрушение. Углерод влияет в меньшей степени, чем кислород и азот. Водород — вредная примесь в титановых сплавах. Растворимость водорода в титане при эвтектоидной температуре составляет 0,18%, но с понижением температуры резко падает (<0,0007%), что приводит

квыделению вторичных гидридов, преимущественно по плоскостям скольжения

идвойникования. Хрупкость, низкая прочность, пластинчатая форма гидридов

изначительный положительный..объемный эффект при образовании гидридов (^—15,5%) — причины резкого охрупчивания титана при наводороживаиии.

Содержание примесей в сплавах титана допускается в следующих пределах

Допустимое содержание примесей в техническом титане несколько меньше. Основная проблема свариваемости титановых сплавов — получение сварных

соединений с хорошей пластичностью, зависящей от качества защиты и чувстви­ тельности металла к термическому циклу сварки. Заметное насыщение металла шва кислородом, азотом и водородом в процессе сварки происходит при темпе­ ратурах ^ 350° С. Это резко снижает пластичность и длительную прочность свар­ ных конструкций. Поэтому зона сварки, ограниченная изотермой ^ 350у С, должна быть тщательно защищена от взаимодействия с воздухом путем сварки в среде инертных защитных газов (аргона или гелия) высокой чистоты, под спе­ циальными флюсами, в вакууме. Сварка без защиты возможна при способах сварки давлением, когда благодаря высокой скорости процесса и вытеснению продуктов окисления при давлении (контактная сварка) или отсутствии высокого нагрева (ультразвуковая сварка) опасность активного взаимодействия металла в зоне сварки с воздухом сводится к минимуму.

При сварке в сплавах титана происходят сложные фазовые и структурные превращения. Чувствительность к сварочному термическому циклу выражается в протекании полиморфного превращения а *=± Р, в резком росте размеров зерна p-фазы и перегреве на стадии нагрева, в образовании хрупких фаз при охлажде­ нии и старении, неоднородности свойств сварных соединений, зависящих от хи­ мического и фазового состава сплавов. Вследствие низкой теплопроводности и малой объемной теплоемкости титана время пребывания металла при высоких температурах значительно больше, чем это время для стали, что является причи­ ной перегрева, резкого увеличения размера зерен (5-фазы и снижения пластич­ ности титана. Превращение Р а в зависимости от состава сплава и температурно­ временных условий сварки может сопровождаться возникновением стабильной а и метастабильных фаз а ', а", а м, ш, рм, a также y-фазы; а'-фаза характеризуется закалочной игольчатой структурой мартенситного типа с искаженной гексаго­ нальной решеткой. Она образуется в низколегированных ос-сплавах титана при быстром охлаждении, а также при пластической деформации метастабилыюй P-фазы; а"-фаза представляет собой мартенситную фазу. Она пластична, твердость ее меньше, чем твердость oc-фазы. В связи с малым объемным эффектом мартенсцтиого превращения (*'- и а"-фазы в титане значительно более пластичны ц

менее хрупки, чем в сталях, что является благоприятным фактором при сварке; со-фаза — метастабильная промежуточная низкотемпературная модификация ти­ тана, она наиболее сильно охрупчивает, упрочняет и снижает пластичность титана. Эвтектоидный распад (5-фазы в титановых сплавах может приводить к столь резкому ухудшению механических свойств и охрупчиванию, что их практическое применение исключается.

Структурные состояния, возникающие при быстром охлаждении из (5-области сплавов титана, иллюстрируются рис. 6. Мартенситное превращение происходит в интервале температур от М п до М к, которые понижаются с увеличением содержа­ ния легирующих компонентов и в сплавах с переходными элементами при концен­

концентрации легирующих элементов от С 'р до С''р мартенситное превращение не

осуществляется до конца и поэтому структура сплавов представлена а'(а")- и р-фазами. Если концентрация (J-стабилизатора превышает вторую критическую (С"р),то фиксируется (5-фаза. При содержании (5-стабилизаторов, близком к С['р>

в сплавах внутри (5-твердого раствора возникает со-фаза.

Рис. 6. Структуры, которые получаются при быстром охлаждении из (5-области сплавов титана:

а— с (З-эвтектоиднымн стаби­ лизаторами; б — с (3-изоморф- нымн стабилизаторами LlO]

Всвязи с тем, что термические циклы в зонах сварного соединения различны,

вэтих зонах возникают различные структурные состояния и неоднородность свойств (рис. 7). В сварных соединениях технического титана и стабильных а-сплавов образуются участки с характерными изменениями структуры и свойств:

крупнокристаллический металл шва с игольчатой структурой а'-фазы; околошовная зона с резко увеличенным зерном и игольчатой структурой а + а'-фазы; зона частичной перекристаллизации (5-фазы со смешанной структурой а + а '- фазы; за этой зоной следует постепенный переход к неизменной структуре прока­ танного основного металла.

Легирование титана, как правило, ухудшает свариваемость, что выражается в большей чувствительности к термическому циклу — к явлениям, вызывающим понижение пластичности в связи с возможным образованием хрупких фаз при охлаждении и старении, в большей неоднородности сварного соединения. При этом наряду с мартенситным превращением ((5 -► а') могут происходить процессы

на рис. 8.

Диаграммы I типа характерны для технического титана ВТ1-1, его а-сплавов (ВТБ, ВТБ-1) и псевдо а-сплавов (ÔT4-0, ОТ4, ОТ4-1, ОТ4-2, АТЗ, АТ4 и др.

Диаграммы II типа присущи а + (5-сплавам (ВТ6С, ВТ6, ВТ 14), содержащим большое количество (5-стабилизаторов, что обусловливает возможность вслед за

Диаграмма IV типа характеризует высоколегированные метастабильные (3-сплавы (ВТ 15). Они также претерпевают сначала диффузионное превращение, а затем мартенситное, однако при очень малых скоростях охлаждения а-фаза выделяется по границам зерен P-фазы, а а"-фаза — на внутренних участках. При более высоких скоростях охлаждения сохраняется термически метастабильная Р-фаза.

Процесс старения представляет распад метастабил ьных фаз. Последователь­ ность стадий старения и их продолжительность определяются составом сплавов,

атакже температурой максимального нагрева при термическом цикле сварки.

Т,°С

I

В

Рис. 8. Диаграммы превращений в сплавах титана в зоне полной перекри­ сталлизации [24]

При распаде мартенситной фазы а ' первой выделяется P-фаза, мартенсит постепенно обедняется легирующим элементом и превращается в a -фазу: а ', -►

обогащается Р-стабилизатором, становится термодинамически неустойчивым и превращается в неравновесную p-фазу, состав которой постепенно приближается к равновесной.

Распад метастабильной Рм-фазы в общем виде можно представить следующими

Первая схема относится к сплавам, не имеющим эвтектоидного превращения, вторая схема — к эвтектоидным системам.

Основным критерием выбора технологии сварки, исходя из^оптимальных механических свойств, является оптимальный интервал скоростей охлаждения Диуохл, в котором степень снижения уровня пластических свойств околошовной