СВАРКА разнородных металлов и сплавов

СВАРКА ТУГОПЛАВКИХ МЕТАЛЛОВ С ДРУГИМИ МЕТАЛЛАМИ

Необходимость создания конструкций, отдельные элементы ко­торых работают в условиях высоких температур и нагрузок, резких теплосмен и др., определяет требования к сварным соединениям разнородных тугоплавких металлов, способных длительное время работать в столь жестких условиях (13, 112, 187].

Сварка ниобия с другими металлами. Одним из металлов, исполь­зуемых в качестве основы при изготовлении жаропрочных и корро­зионно-стойких металлов, является ниобий, отличающийся сравни­тельно малой плотностью, высокой жаропрочностью и хорошей стойкостью в расплавах при температурах до 1300 °С. Сплавы на основе ниобия при сварке плавлением склонны к образованию пор в металле шва, которые образуются в результате наличия в металле газов, окислов и нитридов, а также взаимодействия углерода с кис­лородом или окислами.

Ниобий обладает способностью поглощать значительное количе­ство водорода. Однако растворимость водорода в ниобии с повы­шением температуры резко уменьшается, и при температурах выше 1000 °С водород практически удаляется из ниобия. Поэтому водород не может быть причиной образования пор при сварке ниобия.

Особый интерес для промышленности представляют соединения ниобия с аустенитными коррозионно-стойкими сталями, успешно работающими при температуре до 600 °С в различных агрессивных средах.

При сварке давлением ниобия со сталью [28] возникают опре­деленные трудности, так как при повышенных температурах ниобий активно соединяется с кислородом, азотом и другими газами. Не­посредственное плакирование тугоплавких металлов аустенитными сталями также затруднено из-за образования на границах основного металла (Nb, Мо) и плакирующего слоя (Fe, Сг, Ni) ряда химиче­ских соединений Nb2Fe3, NbFe2, NbCr2, NbNi3. Получение биметалла ниобий—сталь методом горячей прокатки двухслойных пакетов в условиях высокого вакуума обеспечивает хорошее схватывание слоев разнородных металлов. Пакеты из ниобия ВН2 толщиной 2 мм со сталью СтЗсп толщиной 9—12 мм нагревали и прокатывали на стане 170 в вакууме 5,2 мПа с обжатием 10—40 % в диапазоне температур 900—1200 °С. С увеличением температуры прокатки предел прочности слоев при срезе увеличивается (при 900—1000 °С 100 МПа, при 1100—1200 °С 210—230 МПа). Для обеспечения на­

дежного сцепления слоев биметалла ниобий—сталь и более равно­мерной деформации целесообразно вести прокатку при 1100—1200 °С при суммарном обжатии 30—40 %.

Микроструктура соединения характеризуется наличием четкой границы между двумя металлами. Со стороны стали наблюдается обезуглероженная зона с определенной ориентацией зерен в направ­лении, перпендикулярном границе. На границе скапливается угле­род за счет диффузии из приграничной области. Ширина обезуглеро­женной зоны уменьшается с увеличением обжатия. Микротвердость со стороны стали в приграничной области несколько уменьшается (до 90—100 единиц) по сравнению с микротвердостью глубинных слоев (140 единиц). Со стороны ниобия существенных изменений не происходит.

Исследованы процессы взаимодействия тугоплавких металлов (ниобия и молибдена) со сталью 12Х18Н10Т в биметаллах при дли­тельном воздействии высоких температур и цикличности нагрева. Установлено, что выдержка при температуре 1000 °С в течение 5 ч приводит к образованию переходной зоны шириной 2—3 мкм с микротвердостью до 6000 МПа. Увеличение времени выдержки до 50 ч при той же температуре расширяет эту зону до 5—7 мкм и повы­шает микротвердость до 9000 МПа. Уже при 5-часовой выдержке плакирующий слой отслаивается от основы.

С целью снижения хрупкости граничной зоны в плакированных материалах рекомендуется применять промежуточные прослойки из металлов, не образующих с основными химических соединений. Анализ двух - и многокомпонентных систем показал, что для этой цели наиболее эффективен ванадий, который по физико-механическим свойствам мало отличается от ниобия, а при взаимодействии с ним образует непрерывный ряд твердых растворов переменного состава, обладающих высокой прочностью и достаточной пластичностью [119]. Перспективна также медь, однако следует учитывать сравни­тельно низкую температуру плавления меди (1083 °С).

При создании биметалла ниобий—сталь 12Х18Н10Т в качестве промежуточного слоя со стороны тугоплавкого металла применяют ванадий, а со стороны коррозионно-стойкой стали — медь. В работе [56] изучены зависимости изменения механических свойств соедине­ний технически чистого ниобия НВЧ со сталью 12Х18Н9Т и армко - железом от размеров переходной зоны, определены условия ее роста и детально изучена структура этой зоны. Образцы (диаметром 10— 16 мм, высотой"30—50 мм) получали ударной сваркой в вакууме при температуре 900—1300 °С.

* Временное сопротивление ударных соединений ниобия с железом определяется временным"”сопротивлением железа при испытаниях до температуры 600 °С (<т„ «=* 100 МПа). Образцы обладают доста­точной пластичностью. Столь высокие механические свойства объяс­няются тем, что толщина переходной зоны в контакте не превышает 1 мкм. Металлографический анализ выявляет неоднородность строе­ния и различную скорость роста слоев, составляющих переходную зону. После длительного высокотемпературного^отжига в ней вы-

явлены два слоя. Слой со стороны железа (микротвердость ~7000— 7500 МПа) растет быстрее, чем со стороны ниобия (микротвердость >15 ООО МПа). Рис. 14 иллюстрирует увеличение толщины слоев переходной зоны при отжиге (900—1200 °С) соединения ниобий НВЧ — железо. В слое со стороны ниобия обнаружено большое количество выделений неправильной формы размером 2—3 мкм. Микротвердость этого слоя вдвое выше микротвердости слоя со сто­роны железа и в 10 раз выше микротвердости ниобия и железа. Со сто­роны последнего после отжига наблюдается обезуглероженная зона.

После сварки переходный слой соединения ниобия со сталью 12Х18Н9Т, как и в случае соединения с железом, не превышает 1 мкм. Однако при механических испытаниях разрушение проис­ходит хрупко по стыку (<тв = 240-5-290 МПа). Рентгеноструктурный анализ подтверждает наличие карбидных фаз NbC и Nb2C на поверх­ностях излома, а спектральный анализ выявляет скопление там 0,4— 0,5 % С. На рентгенограммах поверхностей излома кроме линий чистых металлов наблюдаются также линии фазы ниобий—железо— никель—хром.

На основании этих исследований авторы работ [19, 56] предпо­ложили, что для соединения ниобия со сталью целесообразно исполь­зовать промежуточные прослойки железа и никеля. Наряду с оцен­кой роли никеля и железа в качестве барьеров при диффузии углерода из_ стали в ниобий определены барьерные свойства карбида ниобия при взаимной диффузии ниобия и железа.

В соединении ниобия со сталью 12Х18Н9Т прослойку железа применяли в виде фольги или напыляли на сталь электронным лу­чом в вакууме. Толщина прослойки составляла 0,2—0,8 мм. Фольга содержала 0,04 % С (техническое железо) или 0,004 % С (железо Олектронно-лучевого переплава). В напыленном слое содержалось э,02 % С.

При испытаниях на растяжение соединение ниобий—прослойка железа—сталь разрушалось по прослойке или основному металлу— ниобию. Характер разрушения определялся толщиной промежуточ­ной прослойки железа и содержанием углерода в ней. Разрушение по основному металлу — ниобию происходило при толщине про­слойки <0,15 мм.

Из концентрационных кривых распределения радиоактивного изотопа углерода С14 (рис. 70) видно, что за время собственно ударной сварки (—10-2 с) изотоп не прбходит через никель, а проникает через железо и скапливается на границе соединения ниобия с железом, образуя слой карбидов ниобия. Таким образом, при сварке давле­нием происходит снижение коэффициента диффузии углерода в про­слойке при увеличении степени ее деформации.

При сварке прослойка никеля между ниобием и сталью предотвра­щает образование локальных выделений карбидов ниобия в зоне соединения. При отжиге (<850 °С) в сварном соединении ниобия с коррозионно-стойкой сталью, выполненном с применением про­слойки железа, рост интерметаллидов между ниобием и железом сдерживается локальными выделениями карбидов ниобия [19].

Рис. 70. Кривые распределения изотопа углерода в зоне соединения ниобия с коррозионно- стойкой сталью через промежуточную прослойку; а — никеля; б — железа

Инерционная сварка трением, не требующая специальных ва­куумных камер для размещения образцов, также применима для соединения ниобия с железом и сталью [51]. Сварку осуществляли на установке, которая позволяет сваривать на воздухе образцы диа­метром до 20 мм при частоте вращения маховика до 3000 об/мин и максимальном осевом усилии до J500 Н. Образцы диаметром 14 мм собирали из ниобия марок НВЧ* ЭЛН1, ВН2, железа (0,025 % С) и стали 12Х18Н9Т. Прочность соединений железа с ниобием опре­деляется прочностью основного металла (разрушение происходило не по стыку). При испытании на изгиб полосок, вырезанных из труб, первые трещины возникали в стыке при а = 120-5-160°. Ударная вязкость, определенная на образцах без надреза в стыке, составляла ~10 кДж/м2. Анализ структуры сварных соединений показал, что в процессе сварки происходит выдавливание железа в грат с глу­бинным вырыванием ниобия.

Высокая жаропрочность свариваемых металлов обусловливает от­сутствие заметного грата в соединении ниобия со сталью 12Х18Н9Т. Хотя микрорентгеноспектральные исследования не выявляют интер­металлидов в зоне контакта, однако прочность такого соединения низка. При испытаниях разрушение всегда происходит по стыку (огв = 130-5-320 МПа). В зоне контакта наблюдаются перемешивание свариваемых металлов и микротрещины.

Для соединения ниобия со сталью 12Х18Н9Т использовали про­межуточный слой железа, у которого коэффициент линейного рас­ширения имеет среднюю величину между соответствующими значе­ниями для стали и ниобия [51 ]. Первоначально сталь сваривали с же­лезом. После механической обработки на торцах стальных образцов

О 200 600 Т/С о 200 600 Тг °С

a) 6J

Рис. 71. Зависимость прочностных и пластических свойств композиций ниобий—ванадий— армко-железо (а) и ниобий—ванадий—сталь 12X18НЮТ (б) от температуры испытаний

і

оставляли слой железа толщиной до 7 мм. Затем последние свари­вали с образцами ниобия.

При испытаниях на растяжение соединение ниобий—промежу­точный слой железа — сталь 12Х18Н9Т разрушалось по основному менее прочному металлу. Характер разрушения определяли толщи­ной промежуточного слоя железа.

Технология сварки взрывом ниобия с армко-железом и сталью 12Х18Н10Т через ванадиевую прослойку гарантирует высокую ста­бильность их механических свойств и преимущественное разрушение при испытаниях по наименее прочному из свариваемых металлов [143]. При сварке использовали пластины из стали 12Х18Н10Т и армко-железа (14 — 18x100x200 мм), ванадия (2,2X 100x200 мм) и ниобия (8,5— 10X150X250 мм). Исходная твердость ниобия со­ставляла НВ 120—130, ванадия НВ 60—70, армко-железа НВ 89 и стали 12Х18Н10Т НВ 240.

В процессе отработки технологии определены оптимальные параметры сварки трехслойных заготовок: скорость сварки исв = = 2000 ± 60 м/с и скорость соударения vB1 = 420 + 10 м/с ванадия с армко-железом иун2 = 450 ± 10 м/с ванадия со сталью 12Х18Н10Т.

В результате механических испытаний на отрыв слоев установ­лено, что сварные соединения обладают ав — 400-*-500 МПа и пре­имущественно разрушаются по ниобию в сочетании со сталью 12Х18Н10Т и армко-железу — в сочетании ниобия с армко-железом.

Металлографические исследования границы контакта показали, что при сварке на этих режимах обеспечивается стабильность раз­меров волн по всей площади сваренных заготовок, на 10 % площади наблюдаются расплавленные участки.

Результаты испытаний на кратковременную жаропрочность соеди­нений ниобий—ванадий—армко-железо представлены на рис. 71, а. С увеличением температуры испытаний от 20 до 800 °С временное сопротивление падает с 353 до 26 МПа с разрушением во всех слу­чаях по армко-железу, а относительное сужение растет с 53,3 % при 20 °С до 77,2 % при 800 °С и определяется поведением армко - железа. Таким образом, сравнительно низкая жаропрочность армко - железа ограничивает применение этой композиции (только для слабонагруженных узлов высокотемпературных установок). Кратко­временную жаропрочность соединений ниобия со сталью 12Х18Н10Т определяли для трех случаев: в исходном состоянии после сварки при 20, 400,^600, 800 °С;. в отожженном состоянии (Т — 500 °С, t = 30 мин) при 20, 500, 800 °С; после высокотемпе­ратурного отжига (Т = 800 °С, t = 30~ мин) при 20, 500, 800 °С. Испытания образцов первой серии показали, что с увеличением температуры от 20 до 800 °С временное сопротивление соединения падает с 403 до 255 МПа с преимущественным разрушением по нио­бию (рис. 71, б, кривая 3), а относительное сужение возрастает с 39,3 до 90 % (рис. 71, б, кривая 5). Отжиг повысил временное сопротивление соединений в исследованном диапазоне температур. С повышением температуры испытаний от 20 до 800 °С временное сопротивление образцов, отожженных при 500 и 800 °С, снижается соответственно с 412 до 350 МПа и с 392 до 259 МПа (рис. 71, б, кривые 1, 2) при увеличении относительного сужения с 43 до 92 % (кривая 4). Разрушение отожженных образцов при нормальной и вы­сокой температурах происходило в основном по ниобию или ванадию.

Результаты испытаний показали целесообразность применения сочетаний ниобий—ванадий—сталь 12Х18Н10Т в узлах энергети­ческих установок, кратковременно работающих при температурах до 800 °С. Изготовленные из сваренных заготовок кольцевые переход­ники диаметром 80—120 мм были вварены с помощью аргонодуговой сварки в узлы энергетических установок и успешно выдержали стендовые испытания на прочность, герметичность, действие ударных и вибрационных нагрузок при нормальной и высокой темпера­турах.

При сварке плавлением ниобия со сталью с расплавлением стали взаимодействие атомов, расположенных на границе раздела твердой и жидкой фаз, происходит по схеме, характерной для процесса кон­тактного плавления [153]. Поверхностная и объемная диффузия атомов расплава и ниобия и растворение твердых частиц ниобия в жидкой стали приводят к изменению концентрации ниобия в рас­плаве с образованием эвтектики. Если концентрация ниобия в жидко­сти превысит эвтектическую, то в процессе кристаллизации металла шва образуется новая интерметаллическая фаза в виде отдельных зерен или сплошной прослойки. Определяющими параметрами этих процессов являются температура металла на границе раздела и продолжительность контакта жидкой и твердой фаз, т. е. изменение температуры контактируемых поверхностей во времени [128].

Соединения ниобиевых сплавов с коррозионно-стойкой сталью толщиной до 1 мм без образования интерметаллидов можно полу­чить электронно-лучевой сваркой при расплавлении только стали. При этом требуется жесткое соблюдение параметров режима сварки, так как любые отклонения приводят к резкому снижению свойств сварных соединений.

Применение промежуточных барьерных элементов, которые на­носят на свариваемые кромки более тугоплавкого металла [166], позволяет расширить диапазон толщин соединяемых металлов до 2 мм. Однако получение сварных соединений без прослоек интер­металлидов при толщине более 1,5 мм весьма затруднено из-за слож­ности регулирования термического цикла сварки.

Для образования прочных химических связей на границе раздела твердой и жидкой фаз без интерметаллической прослойки необхо­димо, чтобы температура нагрева ниобия в зоне контакта со сталью была в пределах 1400—1480 °С. При этом время контактирования определяется объемом расплавляемого металла и площадью контакта жидкой стали с твердым ниобием. Термический цикл сварки оказы­вает решающее влияние на структуру и свойства сварных соединений сплавов ниобия со сталью. Типы сварных соединений при сварке прямолинейных и кольцевых швов приведены на рис. 48.

Влияние термического цикла сварки на образование сварного соединения ниобия (ВН2АЭМ) со сталью (08Х18Н10Т) исследовали на соединениях стыковых с отбортовкой кромки стали и нахлесточ - ных (табл. 33) [153].

Изменение температуры во времени фиксировали при помощи вольфрам-рениевой термопары, которую устанавливали на глубину 0,6—0,7 мм с нижней стороны листа и приваривали точечной сваркой на различных расстояниях от свариваемого стыка. Термические циклы точек, расположенных на различных расстояниях от оси швов, сваренных по режимам I и II (табл. 33), представлены на рис. 72.

В сварном соединении без интерметаллических прослоек, выпол­ненном по режиму I, максимальная температура ниобия в точке, расположенной на границе сплавления, не превышает 1500 °С. Скорость нагрева ниобия в зоне контакта с расплавленным металлом составляет 1600—1700 °С/с, а коррозионно-стойкой стали — 2400— 2500 °С/с. Средняя скорость охлаждения в интервале температур от максимального значения до 700 °С составляет соответственно 460—470 и 340—390 °С/с. В результате высоких скоростей нагрева и охлаждения время пребывания ванночки расплавленной стали

составляет ~0,3 с. В сварном соединении, выполненном по режиму II, температура нагрева ниобия превышает 1700 °С. Продолжительность нагрева при данной температуре составляет 0,06 с, что приводит к образованию сплошной интерметаллической прослойки.

При сварке металлов меньшей толщины (<0,5 мм) с применением нахлесточных соединений крутизна кривых термических циклов то­чек, расположенных в околошовных зонах, увеличивается, а следова­тельно, сокращается продолжительность нагрева металла при вы­соких температура?:. Поэтому максимальная температура нагрева ниобия указанной толщины без образования интерметаллической фазы повышается до 1600 °С.

Хрупкие прослойки отрицательно влияют на свойства таких сварных соединений, и в первую очередь на пластичность и проч­ность. В табл. 34 представлены результаты испытаний соединений толщиной 0,5 мм, выполненных электронно-лучевой и аргонодуговой

сваркой в контролируемой атмосфере. На свойства сварного соеди­нения существенное влияние оказывают также способ сварки и подготовка поверхности ниобия перед сваркой. Некоторое снижение прочности при аргонодуговой сварке можно объяснить ухудшением смачиваемости и расширением зоны термического влияния по сравне­нию со швами, выполненными электронно-лучевой сваркой.

Для получения сварных соединений ниобиевых сплавов ВН2АЭМ и ЭЛН1 с коррозионно-стойкой сталью І2Х18Н10Т толщиной 2— 5 мм целесообразно применять электронно-лучевую сварку расфо­кусированным электронным лучом с иуск =8-4-12 кВ [147]. Сварку ведут на режимах, обеспечивающих разогрев и поддержание тем­пературы ниобия и стали в зоне соединения не выше 1480 °С, более равномерное распределение температуры в месте соединения, что исключает перегрев ниобиевого сплава на границе раздела твердой и жидкой фаз.

Указанная технология опробована при сварке сплавов ВН2АЭМ и ЭЛН1 с коррозионно-стойкой сталью 12Х18Н10Т при толщине свариваемых металлов 2—5 мм и различных типах плоских соедине­ний (см. рис. 48). При толщине металла 2 и 3 мм производили отбор - товку кромки на стали, а при больших толщинах в стык закладывали пластину из стали (табл. 35). Перед сваркой образцы ниобиевых сплавов обрабатывали в растворе, состоящем из 40 % HF + 60 % HN03, с последующей промывкой и сушкой. Образцы из коррозион­но-стойкой стали зачищали шлифовальной шкуркой. Непосредст­венно перед сваркой кромки свариваемых образцов протирали спир­том. Наилучшее формирование шва было получено при диаметре пятна нагрева 10—12 мм и расположении его по центру стыка.

Качество сварки оценивали на основе рентгеноспектрального и металлографического анализов, а также по результатам механиче­ских испытаний образцов, вырезанных из сварного соединения. Результаты микрорентгеноспектрального анализа (рис. 73) пока­зали, что в зоне сплавления распределение компонентов стали и ниобия постоянно и соответствует эвтектическому составу: 10— 12 % Nb, 9—10 % Ni, 15 % Cr, 64 % Fe. Непосредственно к эвтек-

Рис. 73. Распределение компонентов стали и ниобия в зо­не взаимодействия после сварки

тике примыкает область твердого рас­твора ниобия в стали. Как следует из табл. 36, прочность сварных соединений при нормальной температуре определя­ется прочностью ниобиевого сплава.

Сварка плавлением ниобия с молиб­деном представляет собой сложную за­дачу, хотя эти металлы и образуют не­прерывный ряд твердых растворов. Не­многочисленные экспериментальные дан­ные показали, что металл такого шва обладает низкой пластичностью и повы­шенной склонностью к образованию тре­щин. В работе [187] высказано предпо­ложение, что при сварке плавлением охрупчивание металла шва и образование трещин могут быть вызваны следующими причинами: упрочнением металла шва в результате взаимного легирования; влиянием приме­сей внедрения; внутренними напряжениями в соединении, обуслов­ленными воздействием термического цикла сварки и различными теплофизическими свойствами соединяемых металлов. В работе

[187] установлено максимально допустимое содержание ниобия и молибдена в шве и изучено их распределение. Сплавы молибдена ВМ1Д и ЦМ6 соединяли со сплавом ниобия ВН2А и технически чистым ниобием НВЧ электронно-лучевой сваркой.

Образцы толщиной 1 мм сваривали на установке У-250А при некоторой недофокусировке луча для получения гладкого без под­резов шва при полном проплавлении. Состав металла шва регули­ровали смещением луча на один из свариваемых металлов, приме­нением вставок из этих металлов, изменением погонной энергии, отбортовкой одного из соединяемых металлов.

Анализ экспериментальных данных позволил оценить влияние химического состава металла шва на склонность сварного соединения к образованию трещин (рис. 74). В зависимости от этой склонности график условно можно разделить на три (/—III) области, основные

характеристики которых и технологиче­ские приемы получения швов соответству­ющего состава приведены в табл. 37. Из рис. 74 и табл. 37 следует, что имеется определенная область твердых растворов, характеризующаяся наличием трещин (преимущественно поперечных) в шве, причем чем ближе состав шва к критиче­скому (40—50 % Nb), тем больше трещин.

Металл шва представляет собой сплав молибдена и ниобия в основ­ном слабо изменяющегося состава, но с резкими колебаниями кон­центрации этих элементов в очень узком участке у линии сплав­ления.

Данные микрорентгеноспектральных исследований позволяют заключить, что если при содержании до 20 % Nb состав шва прак­тически стабилен, то при большей концентрации состав неодно­роден по ширине шва и тем заметнее, чем ближе он к критическому (40—50 % Nb). Микротвердость во всех случаях изменяется более резко у линии сплавления с ниобием, так как твердость последнего в 2 раза меньше, чем у молибдена, и почти в 4 раза, чем у металла шва. Разброс значений микротвердости увеличивается по мере при­ближения состава шва к критическому.

Учитывая изложенное, можно предположить, что более сильное охрупчивающее влияние ниобия на молибден, чем молибдена на ниобий, объясняется следующим обстоятельством: молибден более чувствителен к примесям внедрения, а ниобий вносит повышенное количество примесей внедрения в металл шва. Таким образом, для получения сварных соединений молибдена с ниобием без трещин необходимо строго контролировать содержание этих металлов в шве, ограничив их 20 % Nb или 36 % Мо при сварке сравнительно чи­стых от примесей внедрения сплавов (типа ЦМ6 и НВЧ) и 12 % Nb и 19 % Мо для менее чистых (типа ВМ1Д и ВН2) [187].

^Основные трудности сварки плавлением ниобия с медным спла­вом (бронзой) связаны с большим различием их физических свойств. Медь по сравнению с ниобием имеет более низкую температуру плавления, но теплопроводность ее примерно в 9 раз выше тепло­проводности ниобия. Это различие обусловливает необходимость правильного распределения теплоты источника нагрева при их сварке. Большую часть теплоты источника нагрева необходимо концентрировать на более теплопроводном металле (меди).

При сварке ниобия с бронзой следует учитывать высокую актив­ность взаимодействия ниобия с кислородом, азотом и водородом, что вызывает необходимость тщательной защиты металла шва и свари­ваемых кромок ниобия в процессе сварки.

К основным особенностям сварки меди и ее сплавов следует от­нести легкую окисляемость в расплавленном состоянии. Образу­ющаяся в результате этого процесса закись меди хорошо растворима в жидком и мало растворима в твердом металле. Она образует с медью легкоплавкую эвтектику, которая, сосредоточиваясь по границам кристаллитов, снижает стойкость металла шва против образования кристаллизационных трещин.

Медь обладает повышенной склонностью к образованию газовых пор при сварке. Основную опасность при этом представляет водород, растворимость которого резко увеличивается при переходе меди из твердого состояния в жидкое. Различный характер взаимодей­ствий ниобия с водородом при повышенных температурах может отрицательно сказаться при их сварке. Однако в исследуемых нио­биевых сплавах (ВН2А) содержание водорода незначительно (0,0001 — 0,001 %). При таких количествах водорода в ниобии он не может служить причиной пористости в сварных швах ниобий—бронза.

Медь и ее сплавы по сравнению с другими металлами, например коррозионно-стойкой сталью, обладают высокой адсорбционной способностью. Причем газоотделение адсорбированных газов зависит от подготовки поверхности металла. Поэтому для устранения пори­стости в наплавленном металле при сварке меди и ее сплавов также требуется тщательная подготовка поверхности и надежная защита сварного срединения в процессе сварки.

При изучении свариваемости ниобиевого сплава ВН2 с хроми­стой бронзой БрХ1 поверхности образцов последней подвергали травлению в 50 %-ном растворе HN03 с последующей тщательной промывкой в проточной воде и сушкой. Непосредственно перед сваркой поверхность образцов зачищали шлифовальной шкуркой на ширине 15 мм и протирали ацетоном. Подготовка образцов из ниобие­вого сплава описана на с. 176.

Аргонодуговую сварку образцов выполняли на автомате АДСВ-2 постоянным током прямой полярности с дополнительной защитой и обдувом обратной стороны шва. Электронно-лучевую сварку выпол­няли на установках ЭЛУ-4 и ЭЛУ-8. Исследовали стыковые и зам­ковые соединения толщиной 1—1,5 мм. Качество сварки оценивали по результатам визуального контроля, рентгеновского просвечивания, металлографического анализа и механических испытаний образцов, вырезанных из сварного соединения.

При аргонодуговой сварке стыковых соединений ниобия с хроми­стой бронзой лучшее формирование шва было получено при рас­положении вольфрамового электрода (диаметром 2 мм с заточкой на конус) по краю медной пластины и при возвышении медного образца над ниобиевым примерно на 0,2—0,25 мм. При сварке на оптималь-

ных режимах (7СВ = 120 —130 мА, vGB =30 м/ч) в сварных швах дефектов не обнаружено. При электронно-лучевой сварке луч сме­щали примерно на 2/3 его диаметра в сторону медного сплава. Удов­летворительное формирование швов было получено в узком интер­вале режимов. Небольшие отклонения по току приводили к непро - варам, прожогам, подрезам. Режимы электронно-лучевой^сварки сплава ВН2 с бронзой БрХ1 приведены в табл. 38.'

Изменение погонной энергии при сварке за счет изменения ско­рости в широком диапазоне (17—90 м/ч) не дало возможности уста­новить зависимость пористости от скорости сварки. Образование пористости при электронно-лучевой сварке ниобия с низколегиро­ванным медным сплавом связано, очевидно, с интенсивным тепло­отводом, что препятствует газовыделению из расплавленного металла. Устранению пористости в швах способствует повторный переплав электронным лучом.

Сварные соединения ниобия с бронзой, выполненные аргонодуго­вой и электронно-лучевой сваркой, пластичны при изгибе (а = = 120-4-180°). Прочность сварных соединений при нормальной и повышенных температурах определяется прочностью медного сплава. Как при электронно-лучевой, так и при аргонодуговой сварке при температуре испытания 20 °С <тв = 320 МПа, при 200 °С сгв = = 188 МПа, при 400 °С ов = 157 МПа, при температуре 600 °С для сварных соединений, выполненных электронно-лучевой сваркой, ав = 92 МПа, выполненных аргонодуговой сваркой, сгв = 97 МПа. Разрушение при обоих видах сварки происходило по границе шва с медным сплавом.

Повторная подварка электронно-лучевой или аргонодуговой свар­кой соединений, выполненных электронным лучом, не оказывает влияния на их прочность. Сварные образцы размером 70 х70 мм (ВН2 + БрХ1) были испытаны при двухосном растяжении (табл. 39). Временные сопротивления при двухосном и одноосном

Результаты испытаний при двухосном растяжении соединений ниобия с бронзой

растяжениях почти одинаковы для сварных соединений, выполнен­ных аргонодуговой сваркой. Для соединений, выполненных элек­тронно-лучевой сваркой, временное сопротивление при двухосном растяжении несколько выше, чем при одноосном.

В работе [183] при сварке сплавов ВН2 и БрХ1 установлено, что качественное сварное соединение указанных сплавов может быть получено в довольно широком диапазоне параметров режима элек­тронно-лучевой сварки. Единственным затруднением явилось опре­деление оптимальных соотношений в распределении погонной энер­гии луча между свариваемыми деталями. В зависимости от размера деталей эти соотношения значительно изменяются. Поэтому при сварке мелких деталей необходимо, чтобы 1/3 энергии луча прихо­дилась на деталь из бронзы, а 2/3 — на деталь из ниобия.

Детали массой 0,7—1 кг следует сваривать при равномерном распределении погонной энергии луча, более 1 кг — со смещением площади фокального пятна в сторону детали из меди, так как в дан­ном случае имеет место значительный отвод теплоты от стыка в тело медной детали. Снижение скоростей сварки (до 15 м/ч и ниже) ведет к перегреву, а повышение (свыше 25 м/ч) — к снижению временного сопротивления сплава БрХ1. Электронно-лучевая сварка (при строгом соблюдении оптимальных параметров режима сварки) обеспечивает получение сварного соединения высокого качества.

Оптимальный режим сварки мелких деталей из сплавов ВН2 и БрХ1 (толщиной 1 мм): рабочее напряжение 60 кВ, сила тока эмис-

сии 10—11 мА и фокусирующей линзы 20,5 мА, фокусное расстояние 65 мм, скорость сварки 15—25 м/ч, смещение площади фокального пятна — на 2/3 в сторону ниобия.

При испытании на разрыв (при 20 °С) образцов, сваренных на оптимальном режиме, разрушение во всех случаях проходило по основному металлу сплава БрХ1 на расстоянии 30—35 мм от стыка. Максимальный угол изгиба (при 20 °С, радиусе перегиба 1—1,5 мм) во всех случаях составлял не менее 180°. Разрушение образцов при неоднократных перегибах (на 180°) наступало на втором перегибе и происходило по основному металлу сплава БрХ1.

Сварные соединения ниобия и молибдена с никелем широко при­меняют в приборостроении и эксплуатируют как при нормальной, так и при высокой температуре. Металлы имеют ограниченную рас­творимость в твердом состоянии, что резко ухудшает их сваривае­мость.

Стыковые соединения никеля Н1 с ниобием НВЧ и никеля Н1 с технически чистым молибденом МЧВП (толщиной 0,1—0,5 мм) выполняли лазерной сваркой. При лазерной сварке этих металлов шов состоит из нескольких зон, близких по своему химическому составу к эвтектике и промежуточным фазам. Травимость его крайне неравномерна. При замере микротвердости наблюдается большой разброс показаний. Причиной этого является образование в швах хаотично расположенных участков с резко отличающимися физиче­скими свойствами. В стыковом соединении ниобия с никелем (рис. 75) образуются прослойки с различной концентрацией элементов, при­мерно соответствующей промежуточным фазам NbNi, NbNi3, а также эвтектикам NbNi3 + а и NbNi + NbNi3. На границе шов—никель наблюдается резкий переход от никеля к прослойке шириной ~7 мкм, по химическому составу близкой к промежуточной фазе NbNi3. Эта прослойка белого цвета с микротвердостью ~4600 МПа. Далее расположена черная прослойка (металл имеет высокую травимость) шириной в среднем 5 мкм. Ее состав примерно соответствует эвтек­тике NbNi3 + а. Микротвердость этой прослойки измерить не удалось. Затем (ближе к середине шва) опять тонкий слой (1—3 мкм) промежуточной фазы и черная эвтектическая прослойка (шириной в отдельных местах до 15 мкм), содержащая ~56 % Ni. Микро­твердость этой части шва 7000—8000 МПа. На границе ниобий— шов концентрация никеля увеличивается равномерно от 0 до 46 %. Ширина этого участка ~7 мкм (рис. 75, а). За ним по направлению к центру шва расположены области, по составу соответствующие, вероятно, фазе NbNi и эвтектике NbNi +, NbNi3. В этом месте шва образуется прослойка микротвердостью ~4500 МПа.

Соединение ниобия с никелем при испытаниях на разрыв разру­шается по эвтектическим прослойкам. Вероятно, прочность послед­них ниже прочности промежуточных фаз. Аналогичные результаты получены для соединений никеля с молибденом. Поэтому ширину эвтектических прослоек в упомянутых соединениях желательно свести к минимуму. В случае лазерной сварки ниобия с никелем это достигается при смещении светового пятна от плоскости стыка деталей в сторону никеля.

Практический интерес представляет исследование работоспособ­ности рассматриваемых соединений при продолжительном нагреве. Установлено, что после отжига образцов в вакуумной печи при тем­пературе 1000 °С в течение 6 ч металл становится более однородным (рис. 75, б). Механические испытания отожженных соединений ниобия с никелем показали, однако, что их прочность изменилась незначительно. По-видимому, термообработка не способствует диф­фузионному рассасыванию образовавшихся прослоек в прилега­ющих зонах основного металла и самом шве. С целью уменьшения образующейся зоны сплавления использовали лазерную сварку - пайку никеля с ниобием, при которой плавился лишь никель. Уда­лось добиться очень узкой зоны сплавления (~5—7 мкм), а в ряде случаев и полного ее отсутствия (рис. 75, в), что резко увеличило прочность соединения.

Прочность соединений ниобия с никелем и никеля с молибденом, выполненных лазерной сваркой-пайкой, снижается с увеличением времени отжига при температуре 600 и 1000 °С. Причина этого — образование и рост хрупкой прослойки в переходной зоне. Так, если до отжига соединения ниобия с никелем имели минимальную пере­ходную зону, то после отжига в течение 6 ч ее ширина возросла до 40 мкм. Металл имел неоднородный химический состав, микротвер­дость его увеличилась от 2300 до 17 000 МПа. Из-за высокой хруп­кости этого участка при механических испытаниях в образцах обра­зовались трещины. Аналогичные результаты получены для соеди­нений никеля с молибденом.

Из приведенных экспериментальных данных следует, что при лазерной сварке-пайке ниобия с никелем и никеля с молибденом (вероятно, и других металлов с ограниченной растворимостью) соеди­нения не сохраняют свою работоспособность при эксплуатации

в условиях высокой темпе­ратуры. Следовательно, их применение следует ограни­чивать изделиями, работа­ющими при температуре, близкой к нормальной.

Аргонодуговую сварку ниобия с титаном выполняют при тщательной двусторон­ней защите шва аргоном вы­сокой чистоты. Химический состав металла шва и очер­тания границ сплавления в основном обусловлены ха­рактером растворения кромки тугоплавкого металла. Этот процесс находится в слож­ной зависимости от интен­сивности движения жидкого металла в сварочной ванне, от погонной энергии, давления дуги и смещения теплового источ­ника со стыка.

При исследовании сварки использовали сплавы на основе ниобия (ВН2, ВН2АЭМ и др.) и титана (ВТ1-0, ВТ6С, ОТ4) [104]. Механи­ческие свойства оценивали при испытании на изгиб с установкой пуансона в различных участках соединения (шов, зоны сплавления шва с титаном и ниобием) и при испытании образцов на ударную вязкость в тех же участках. Прочность сварных соединений при нор­мальной и пониженной температурах определялась прочностью нио - биевых сплавов. При испытании на угол изгиба, ударный и статиче­ский изгиб максимальные значения получены в центре шва (табл. 40).

Пластичность зоны сплавления шва с ниобием зависит от хими­ческого состава и структуры, определяемых в свою очередь конкрет­ными условиями выплавки ниобиевого сплава. Так, если при сварке ниобия получены малые углы изгиба (~14°) и низкие значения ударной вязкости (~15 кДж/м2), то и при сварке ниобия с титано­вым сплавом ОТ4 также не удается получить хорошую пластичность (а 25°) в зоне сплавления шва с ниобием. При испытании на удар­ный и статический изгиб хрупкое разрушение происходит также по этой зоне.

Если используется ниобий высококачественных плавок, обеспе­чивающих при сварке а > 90° и ая ж 30 кДж/м2, то и при соеди­нении его с титановыми сплавами углы изгиба в зоне сплавления шва с ниобием возрастают до 120—180°.

При сварке малопластичных сплавов ниобия с титаном низкая пластичность зоны сплавления шва с ниобием, по-видимому, связана с большим содержанием газовых примесей в этом металле, что вызы­вает образование мелкодисперсных фаз с элементами внедрения. Это подтверждается улучшением пластичности сплавов ниобия при от-

жйґє до й после сварки, обусловливающем коагуляцию возникших фаз. В этом случае для зоны сплавления шва с титаном, независимо от марки соединяемых титановых и ниобиевых сплавов, характерны достаточно большие углы изгиба (80—120°) и сравнительно неболь­шой разброс их значений. Так, при использовании малопластичного сплава ТС5 (а ^ 39°) и сварке его с ниобием зона сплавления харак­теризуется достаточной пластичностью (а 95°). Таким образом, можно сделать вывод о благотворном влиянии ниобия на пластич­ность шва со стороны зоны сплавления с титаном.

В работе [1841 сплавы ВН2 и ВТ1-0 соединяли электронно­лучевой сваркой в вакууме 6,65 МПа на установке ЭЛУ-8. Устано­влено, что вследствие различия температур плавления сплавов ВН2 и ВТ 1-0 качественное сварное соединение этих сплавов может быть получено лишь при точном дозировании погонной энергии луча. Для сварки листового металла толщиной 1 мм 2/3 погонной энергии луча должны приходиться на ниобий и V3 на титан. При сварке сплавов других толщин это соотношение может измениться. Для точного дозирования энергии луча было использовано специальное приспособление — генератор асимметричных импульсов [184].

При испытании на разрыв образцов, сваренных на оптимальных режимах (рабочее напряжение 60 кВ, сила тока эмиссии 7—8 мА и фокусирующей линзы 20 мА, фокусное расстояние 65 мм, скорость сварки 20 м/ч без смещения фокального пятна), разрушение во всех случаях происходило по основному металлу сплава ВТ 1-0 на рассто­янии 20—25 мм от оси сварного шва. Минимальный угол изгиба при температуре 20 °С никогда не был меньше 120°. Таким образом, при электронно-лучевой сварке сплавов ниобия ВН2 и ВН2А со сплавами титана ВТ 1-0 и ОТ4 можно получить вполне качественные сварные соединения, способные продолжительное время надежно работать в напряженных сварных конструкциях.

Сварка циркония с другими металлами. Цирконий и его конструк­ционные сплавы хорошо деформируются и свариваются. По физиче­ским свойствам сплавы близки к титановым. Для обеспечения доста­точной работоспособности деталей и узлов из циркониевых сплавов, а также улучшения их специальных свойств возникает необходи­мость сварки циркония с другими сплавами, например со сталями. Однако в процессе эксплуатации сталециркониевых соединений при повышенных температурах могут ухудшаться их прочностные характеристики вследствие образования на границе раздела метал­лов хрупких интерметаллических прослоек [52].

С целью прогнозирования длительной работоспособности стале­циркониевых соединений, полученных сваркой взрывом, исследо­вана кинетика роста в них интерметаллидов при нагревах. Для этого использовали общепринятую методику: сваренные образцы выдер­живали в печи при фиксированной температуре в течение различного времени. Интервал исследованных температур составлял 700— 900 °С, время выдержки 20 мин — 5 ч. Из каждого испытанного образца изготовляли микрошлифы, на которых при тысячекратном увеличении сравнивали толщйны прослоек до нагрева и после него.

Рис. 76. Схемы прессования трубной (а) и сплошной (б) заготовок;

1 — сталь; 2 — сплав

Часть образцов использовали для механических испытаний сварных соединений на отрыв слоев после нагрева.

Установлено [52], что рост диффузионной про­слойки для каждой из иссле­дованных температур подчи­няется параболическому за­кону. Энергия активации, определенная для сварен­ных взрывом соединений стали 12Х18Н10Т с цирконием, составила 88 ± 1 кДж/моль. Обра­зующаяся в результате высокотемпературных нагревов интер­металлическая прослойка толщиной до 5 мкм мало влияет на проч­ность сталециркониевых соединений и является предельно допусти­мой. Большая толщина прослойки приводит к резкому снижению прочности. Если считать допустимым за время эксплуатации образо­вание прослойки толщиной, например, до 2 мкм, то работоспособ­ность сталециркониевых соединений при температуре 300 °С составит 20 лет, а при 350 °С — до 5,5 лет.

В настоящее время нередко стальные части конструкций с цир­кониевыми соединяют механическими способами, приемлемыми для работы соединений при температуре до 200—250 °С. Повышение рабочей температуры и давления приводит к потере герметичности соединений.

Один из наиболее рациональных 'методов сварки давлением сталециркониевых соединений — совместное горячее прессование [149], позволяющее снизить необходимую степень термической активации свариваемых поверхностей за счет большой пластической деформации, уменьшить время протекания процесса образования металлической связи в зоне соединения. Сущность метода поясняется схемами прессования сплошной и трубной заготовок (рис. 76) в ва­кууме. Температурный режим выбирали так, чтобы различие в сопротивлении деформации соединяемых пар при температуре прессования было возможно малым и чтобы эта температура была ниже температуры образования эвтектики (934 °С). Опробованы различные режимы прессования (температура, коэффициент вы­тяжки) [149]. В ходе кратковременных испытаний установлено, что рациональный температурный интервал нагрева составляет 800— 825 °С, коэффициент вытяжки 6 обеспечивает надежное соединение и определяет для данной конструкции оптимальную длину зоны перехода. При принятых параметрах прессования сварные соедине­ния имеют удовлетворительные характеристики.

При испытании на растяжение разрыв всегда происходил по менее прочному материалу (циркониевому сплаву). При 20 °С <гв =

= 500 МПа, при 315 °С ств = 400 МПа. Результаты испытаний на сплющивание показали, что соединения имеют удовлетворительную пластичность (просвет 8,5—9 мм при внутреннем диаметре 17 мм). Металлографический анализ показал, что в соединении микро­дефекты отсутствуют. Циркониевый сплав имеет двухфазную мелко­зернистую структуру, характеризующуюся наличием зерен а-твер - дого раствора на основе циркония, вытянутых вдоль направления прессования, и зерен pNb - фазы. Сталь 08Х18Н10Т имеет типичную аустенитную структуру с небольшим количеством a-фазы. В зоне соединения наблюдалась прослойка интерметаллидов толщиной 1—

1,5 мкм.

Условия работы соединений достаточно сложны и определяются воздействием как агрессивной среды теплоносителя, так и значи­тельных механических напряжений, обусловленных давлением тепло­носителя и различием коэффициентов линейного расширения стали и сплава. Поэтому для оценки работоспособности соединений наи­более целесообразны испытания на длительную коррозионную стой­кость при наличии теплосмен. Испытания проводили в автоклаве в статических условиях. Наружная поверхность образцов контакти­ровала с паром при температуре 315 °С и давлении 9 МПа. Внутри заваренных с торцов образцов находился воздух. Число теплосмен по режиму 20—315—20 °С с одновременным изменением давления в интервале 0—9—0 МПа составило: после 2500 ч — 14; 5000 — 23; 10 000 — 73.

Соединение обладает высокими прочностью, пластичностью и со­противлением коррозионно-механическим разрушениям, в связи с чем было рекомендовано [149] для использования в реакторо - строении.

Сварка молибдена с другими металлами. Особенности различных видов сварки молибдена рассмотрим на примерах его соединения со сталью, медью и вольфрамом. Исследование биметалла молиб­ден — сталь, полученного горячей пакетной прокатко й в вакууме, показало, что прочность при срезе соединения составляла 30— 100 МПа. Разрушение почти во всех случаях происходило по молиб­дену. Отжиг биметаллических образцов в течение 1 ч при 700 °С значительно повышает прочность сцепления слоев, что может быть следствием выделения дисперсной карбидной фазы в слое молибдена около плоскости сварки.

Отжиг при более высоких температурах приводит к образованию интерметаллической прослойки, и вследствие этого снижается проч­ность сцепления соединения стали СтЗсп со сплавом ЦМ2А. Большое различие диффузионной подвижности атомов железа и атомов молибдена приводит к появлению пористости в стали даже при кратковременном отжиге (1 ч) соединения при температуре 1300 °С.

Электронно-лучевую сварку сплава ЦМ2А толщиной 0,2 мм с медной лентой МЗр толщиной 1,5 мм выполняли встык, кроме того, на молибденовые стержни диаметром 14 мм надевали медные втулки с толщиной стенки 1,5 мм и сварку выполняли по кромке медной втулки внахлестку. При сварке молибдена с медью и наплавке меди на молибден наблюдается хорошее смачивание его поверхности жидкой медью. Внешний вид сварных соединений удовлетворитель­ный. Пор и трещин в зоне сплавления не обнаружено. Микротвер­дость соединения в зоне сплавления шириной 0,03 мм плавно сни­жается от 2860 МПа (микротвердость молибдена до сварки) до 800 МПа и на расстоянии 0,1 мм от шва равна 900 МПа, т. е. становится равной микротвердости меди в состоянии поставки. При испытании на разрыв разрушение происходило по молибдену вблизи шва (<тв = 490 МПа). При испытании на изгиб трещины наблюдались при а = 45°. На образцах, нагретых при температуре 100 °С, при а = 90° трещин не обнаружено.

Основной показатель плохой свариваемости молибдена с воль­фрамом — низкая пластичность и большая нестабильность свойств сварных соединений при нормальной температуре. Особенно высокой хрупкостью обладают соединения вольфрама, температура перехода которых из вязкого состояния в хрупкое составляет несколько сот градусов. Возможность получения сварных соединений молибдена с вольфрамом электронно-лучевой и дуговой сваркой вольфрамовым электродом в камере с контролируемой атмосферой описана в ра­боте [94].

Исследования проводили на листовом молибденовом сплаве ЦМ6 толщиной 1 мм, предварительно закладывая в стык узкие полоски вольфрамовой фольги. Режим электронно-лучевой сварки обеспечи­вал полное расплавление фольги и равномерный провар свариваемых кромок (/св = 120 мА, UyCK = 15 кВ, осв = 80 м/ч).

Содержание вольфрама в металле шва, определенное методом микрорентгеноспектрального анализа, в зависимости от количества заложенных в стык полосок составляло 23 и 41 %. В обоих случаях сварные швы имели хороший внешний вид; трещин, подрезов и пор не наблюдалось. В шве вольфрам распределялся относительно равно­мерно.

Пластичность сварных соединений оценивали по углу изгиба при нормальной и повышенных температурах. В результате легиро­вания металла шва вольфрамом среднее значение угла изгиба при нормальной температуре понижалось от 112° (для нелегированных швов) до 20° (при 23 % W) и 5° (при 41 % W). Для повышения пла­стичности сварного соединения вольфрама с молибденом сварку следует вести с ограничением содержания вольфрама в металле шва, т. е. путем преимущественного расплавления молибдена.

При сварке листового нелегированного вольфрама и сплава ЦМ6 толщиной 1 и 2 мм более тонкие листы соединяли электронно-луче­вой, листы большей толщины — дуговой сваркой. Свариваемые кромки обрабатывали на шлифовальном станке. С целью ограниче­ния участия вольфрама в формировании шва на кромках вольфрамо­вых пластин снимали фаски, а в стык в качестве присадочного мате­риала закладывали полоски из молибдена или молибденорениевого сплава МР-47ВП. В обоих случаях формирование швов происходило удовлетворительно. Трещины и подрезы отсутствовали.

Электронно-лучевую сварку осуществляли по двум вариантам.’ луч направляли на вставку и молибден и на вставку и вольфрам. Смещение в обоих случаях составляло 0,3—0,5 мм. В первом случае луч почти не касался вольфрама, и последний в процессе сварки оплавлялся незначительно, т. е. шов формировался в основном за счет присадочного металла и основного — молибденового сплава. При сварке по второму варианту наблюдалось интенсивное оплавление вольфрама, особенно в верхней части соединения. Содержание вольфрама в металле шва для обоих вариантов составляло соответ­ственно 15 и 60—80 %. Результаты испытаний на изгиб показали, что сварные швы обладают пластичностью, возрастающей по мере повышения температуры испытания. Разрушение всех образцов происходило по зоне термического влияния вольфрама.

В сварных соединениях, выполненных дуговой сваркой, швы формировались в основном за счет присадочного металла и основ­ного— молибдена. Таким образом, сварку целесообразно вести с присадочным металлом и так, чтобы обеспечить минимальный переход вольфрама в шов. В качестве присадки можно применять молибденовый сплав того же состава, что и свариваемый ме­талл.

Пластины биметалла вольфрам — молибден, представляющего собой лист молибденового сплава ЦМ2А толщиной 2 мм, плакирован­ный с одной стороны вольфрамом толщиной 1 мм, сваривали встык дуговой сваркой в камере, заполненной аргоном. Значения углов изгиба металла в состоянии поставки при температуре 300 °С на­ходились в пределах 85—120°. Разрушение образцов проходило по вольфраму.

При сварке с присадкой применяли У-образную разделку кромок (угол разделки 90°, притупление 1 мм). В качестве присадочного металла применяли проволоку из вольфраморениевого сплава ВР-27 диаметром 1,6 мм и молибденорениевого сплава МР-47ВП диаметром 2 мм, а также полоски из молибденового сплава ЦМ6 толщиной 1 мм, закладываемые в стык перед сваркой. Швы выполняли за два прохода: первый — без присадки для формирования корня шва, второй — с присадкой. В сварных швах трещины отсутство­вали.

Исследование структуры, твердости и химического состава ме­талла швов, выполненных без присадки, свидетельствует о незначи­тельном переходе вольфрама в шов и неравномерном распределении его по высоте: наиболее обогащены вольфрамом верхние слои (5— 7 % вольфрама в средней части и до 10 % вверху).

Испытания на изгиб при температуре 300—400 °С показали, что пластичность сварных соединений, полученных без присадки и с присадкой, зависит от направления изгиба. При расположении пуансона со стороны молибдена углы изгиба имеют наименьшие зна­чения (20—25°), и независимо от состава шва все образцы разру­шаются по слою вольфрама в зоне сварного шва. Образцы, испыты­ваемые в тех же условиях, но с расположением пуансона со стороны вольфрама, изгибались на 180° без разрушения.

Получить сварные соединения биметалла молибден + вольфрам без трещин можно при дуговой сварке в камере с контролируемой атмосферой. Для улучшения формирования швов необходимо при­менять присадочный металл из молибденового сплава.