СВАРКА И СВАРИВАЕМЫЕ МАТЕРИАЛЫ

СВОЙСТВА ТУГОПЛАВКИХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ (Большаков М. В.)

31.1. Физико-химические и механические свойства

Большинство тугоплавких металлов принадлежит к числу сравнительно ма­лораспространенных в природе элементов. По распространенности в зем­ной коре цирконий превосходит такие металлы, как Си, Zn, Sn, Pb, Ni, его содержание в земной коре (весовой кларк) составляет 2-Ю-2 %. Ниобий и тантал в природе встречаются совместно. Содержание ниобия в земной коре составляет 1 -10—3 %, а тантала — 2- 10~4 %. Основными минералами

ниобия и тантала являются колумбит и танталит. Весовой кларк ванадия

приближается к 1,5-10-2 %. Значительно ниже весовые кларкн молибдена (3-10~4%) а вольфрама (1-ІО-4 %). Наиболее важными их минералами являются вольфрамит (Fe, Mn)W04 и молибденит МоБг - Запасы хрома

в земной коре превышают запасы Nb, Та, Мо и W, вместе взятых

(3,5- 10-2 % Сг).

Большое влияние на свариваемость материалов оказывают физико-хи­мические и механические их свойства (табл. 31.1, 31.2). При этом необхо­димо учитывать, что механические свойства металлов являются структурно чувствительными. На них оказывают влияние следующие металлургические факторы: 1) размер и форма зерна; 2) субзеренная (дислокационная) струк-

тура; 3) предпочтительная ориентировка (текстура); 4) наличие примесей внедрения н избыточных фаз, их количество и распределение.

Для получения чистых тугоплавких металлов из руд используется весь комплекс средств химической технологии получения чистых веществ и ва­куумной металлургии: нонно-обменная хроматография, нодндный метод, электролиз, возгонка легкоплавких примесей, электродуговая и электронно­лучевая плавка, электрошлаковый переплав, зонное рафинирование и т: д. Исходная чистота металлов во многом определяет их свойства и поведение прн различных операциях обработки, в том числе и сварки.

Весьма перспективными способами получения готовых изделий нли полу­фабрикатов из тугоплавких металлов (особенно молибдена н вольфрама) являются методы порошковой металлургии, прессование и спекание или го­рячее нзостатическое прессование порошка различной зернистости. Очевидно, имеет перспективу и способ получения гранулированных тугоплавких ме­таллов.

В настоящее время деформируемые сплавы на основе тугоплавких ме­таллов применяют в виде прутков, листов, штамповок, труб, профилей, про­волоки и фольги Обработка давлением тугоплавких металлов осуществля­ется различными способами в зависимости от условий производства и вида заготовок. К основным способам относятся: ковка, штамповка, прессование, прокатка, волочение, деформация с применением энергии взрыва, комбини­рованные методы.

С помощью ковки нз тугоплавких металлов можно получать как полу­фабрикаты, предназначенные для дальнейшей переработки (прутки, фасон­ные профили, плоские заготовки и др.), так и готовые изделия Ковку осу­ществляют на молотах, прессах нли ротационно-ковочных машинах Откры­тую ковку прн высоких температурах производят в камерах с защитной атмосферой.

По сравнению с ковкой прессование является более предпочтительной операцией обработки давлением тугоплавких металлов из-за меньшей веро­ятности растрескивания слитка, лучшего качества изделия и быстроты про­цесса. Однако применение прессования ограничено мощностью прессового оборудования и стойкостью инструмента. В последнее время в СССР соз­даны. установки ВНИИметмаш 55/85 для гидростатического прессования труднодеформируемых материалов прн температурах до 2000 °С.

Горячую прокатку тугоплавких металлов производят из прессованных илн кованых заготовок толщиной 25—80 мм прн температурах, близких к температурам прессования или кбвки. С уменьшением толщины листа тем­пературу постепенно уменьшают. Прокатку осуществляют в специальных па­кетах на вакуумных или газозащитных прокатных станах.

Прутки небольших диаметров и проволоку из тугоплавких металлов получают волочением на волочильных машинах барабанного типа

Термическая обработка является одним из эффективных средств прида­ния тугоплавким металлам н сплавам иа их основе необходимой структуры и свойств Для этих материалов применимы все известные виды термнче-і ской обработки: 1) отжиг, включающий гомогенизацию, возврат и рекри-У сталлнзацию; 2) фазовая перекристаллизация, сопровождаемая изменение!^ фазового состава; 3) закалка и старение.

Основным видом термической обработки является отжиг. Закалка іі старение находят широкое применение лишь для полиморфных сплавов циркония, когда в результате быстрого нагрева и охлаждения происходи^ бездиффузионное мартенситное превращение.

Из-за большой химической активности тугоплавких металлов операций их термической обработки должны проводиться в защитных средах. В ка­честве защитных сред используются инертные газы и вакуум. Для воль­фрама и молибдена может быть использована атмосфера сухого и очищен­ного водорода.

31.1.1. Взаимодействие с примесями внедрения и хладноломкость тугоплавких металлов

В металлах атомы примесей внедрения (кислород, азот, водород и углерод) располагаются в междоузлиях решетки, которые значительно меньше, чем их атомные диаметры. Это вызывает искажение кристаллической решетки

и приводит к изменению механических свойств. Степень влияния примесей внедрения на свойства зависит от их предельной растворимости в металле (рис. 31.1, табл. 31.3), типа решетки и характера образующихся соединений; чем меньше растворимость и атомный радиус элемента, тем больше это влияние.

По современным представлениям, примесй внедрения создают так назы­ваемые атмосферы Коттрелла, являющиеся препятствием для движущихся дислокаций. Кроме того, выделившись из твердого раствора, примеси скап­ливаются по границам зерен в виде сегрегаций или избыточных фаз. Из-за

высокой хрупкости этих выделений прочность границ снижается, что при­водит к возникновению трещин.

Технические чистые металлы IVA (Zr) н VA (V, Nb, Та) групп обычно содержат количество примесей внедрения, меньшее предела их растворимо­сти и представляют разбавленные твердые растворы по отношению к этим примесям. Они пластичны даже при криогенных температурах. Основной причиной хрупкого разрушения таких металлов является высокотемператур­ное насыщение примесями внедрения.

Наиболее вредной с точки зрения охрупчивания прн низких темпера­турах для этих металлов является примесь водорода Уже при содержании в металле водорода 0,001 % резко снижается низкотемпературная пластич­ность Zr, V, Nb и Та

Наличие водорода существенно влияет н на температуру вязко-хрупкого перехода (Тх). Азот и кислород оказывают охрупчивающее действие прн со­держании примерно 0,01 % (по массе). В. лнянне растворенного углерода на Гх совсем незначительно; охрупчивание наблюдается лишь при превышении содержания углерода 0,1 % (по массе).

Влияние отдельных примесей на Гх для металлов VIA группы (Сг, Мо_, W) изучено недостаточно, так как содержание примесей внедрения в них всегда больше предела растворимости. Установлено лишь то, что выделения вторых фаз — оксидов, карбидов, нитридов — охрупчивают эти металлы. Во­дород по сравнению с другими элементами оказывает наименьшее влияние на Гх, так как соединения его неустойчивы и он легко выделяется из ме­талла даже при низкотемпературных вакуумных отжигах.

31.1.2. Коррозионная стойкость тугоплавких металлов

К главным недостаткам тугоплавких металлов относится их низкая жаро­стойкость, определяемая большой склонностью к окислению при повышен­ных температурах.

Процесс окисления состоит из двух стадий: 1) непосредственного вза­имодействия кислорода и металла с образованием оксидной пленки; 2) диф­фузии атомов кислорода через оксидную пленку на границу раздела ме­талл — оксид.

Тугоплавкие металлы, как правило, образуют с кислородом несколько различных оксидов. Интенсивнее всех окисляется Zr. Температура начала интенсивного окисления составляет 250 °С. Ниобий н тантал начинают сильно окисляться прн температуре 300 °С. Объемы оксидов Nb и Та значительно превышают удельные объемы соответствующих металлов, вследствие чего не наблюдается хорошего сцепления поверхности металлов с оксидами Даже

при малой их толщине оксидные пленки растрескиваются и отслаиваются от поверхности, открывая доступ кислорода к поверхности.

Молибден н вольфрам обладают стойкостью против окисления до тем­пературы 400 °С; начиная с температуры 600 °С интенсивность окисления резко возрастает, так как оксиды начинают возгоняться.

Хром противостоит окислению до 1000°С. Эта стойкость обусловлена) образованием плотного тугоплавкого оксида Сг203. Даже при 1050 °С ско­рость окисления Сг в 3 раза меньше скорости окисления Ni. По коррозион­ной стойкости Сг близок к высоколегированным коррозионностойким ста/ лям. Он обладает большим сопротивлением воздействию окислительных сред/ Хорошо противостоит Сг действию ртути; пары кальция и лития не оказы/ вают заметного влияния на Сг, нагретый до 970 °С. Реагирует Сг с безводі - нымн галогенами, хлористым и фтористым водородом. Водные растворь) HN03, HF н H2S04 растворяют Сг.

Молибден имеет высокую стойкость против воздействия соляной, фос­форной, серной, плавиковой кислот, растворов щелочей; многих жидкометал­лических расплавов: Na, К, Li, Ga, Pb, Bi, Hg, Си.

Разрушающе) действуют на Мо HN03 и смесь кислот (HN03 + HC1) в пропорции 1 : 3, а также расплавленные щелочи.

Вольфрам стоек во всех кислотах, за исключением смеси (HF+HN03), и по отношению к расплавам жидких металлов: Na (flo 900°C),Hg (до 600°С), Ga (до 800°С) н Bi (до 1080°С).

Ванадий обладает высокой коррозионной стойкостью в воде, в раство­рах кислот н солей, а также в жидкометаллических средах.

На него воздействуют HF, концентрированная горячая H2S04, НС1, F1N03 и «царская водка». Ниобий не корродирует при комнатной темпера­туре в концентрированной HN03, в разбавленных H2S04, НС1 и в расплавах щелочей. Устойчив в расплавленных щелочных металлах.

Тантал сопротивляется действию HN03, H2S04 и НС1, кипящей «цар­ской водки» н до температуры 180 °С — действию галоидов [1]. Растворяется тантал лишь в HF, особенно в нагретом состоянии, и в смеси HF + HN03. До температуры 1000 °С не реагирует с расплавами щелочных металлов и эвтектик.

Цирконий устойчив в горячих концентрированных растворах и обладает исключительной стойкостью в обычной морской воде. По коррозионной стой­кости в НС1 цирконий уступает только танталу. Плавиковая и концентри­рованная фосфорная кислоты, а также «царская водка» растворяют цир­коний. Сопротивление Zr коррозии в щелочах выше, чем Та, Ті и стали 12Х18Н10Т [1].

31.1.3. Сплавы тугоплавких металлов

Из-за низкой прочности (см. табл. 31.2) чистые тугоплавкие металлы имеют ограниченное применение в качестве конструкционных материалов. Техниче­ски чистые металлы (листы, полосы, прутки, проволоки) выпускаются по техническим условиям со строгой регламентацией химического состава.

Основным способом придания тугоплавким металлам жаростойкости и жаропрочности является• их легирование с образованием твердых раство­ров внедрения и замещения, а также дислокационное упрочнение частицами тугоплавких соединений (оксидов, нитридов, карбидов и т. д.).

Из циркониевых сплавов наибольшее практическое применение за рубе­жом нашли хорошо сваривающиеся сплавы системы Zr—Sn, так называе­мые циркалои. В отечественной промышленности более распространены сплавы системы Zr—Nb (табд. 31.4). Эти сплавы наряду с высокой корро­зионной стойкостью обладают малым сечением захвата тепловых нейтронов и используются в химическом аппаратостроении и при изготовлении техно­логических трубопроводов, оболочек ТВЭЛов и других деталей в ядерных энергетических установках на медленных нейтронах. По аналогии с титаном

циркониевые сплавы разделяются на ц-, а + р - и р-сплавы. В процессе мар­тенситного превращения фиксируются фазы — гексагональная а' и ром­бическая а". Полностью стабилизируют p-фазу только Nb и Мо. При за­калке и старении в циркониевых сплавах может выпадать co-фаза, приво­дящая к охрупчиванию [3].

Ванадий с большинством металлов образует широкие области твердых растворов, что позволяет получать высокопрочные и пластичные сплавы. Их подразделяют на низко - н высоколегированные. По сравнению с техниче-

ским ванадием его сплавы значительно медленнее окисляются, так как обра­зующиеся на легированном металле оксидные пленки обладают хорошими защитными свойствами. Сплавы системы V—Nb обладают повышенной кор­розионной стойкостью и применяются в ядерной технике, химическом ма­шиностроении и судостроении [2] В СССР промышленно освоены сплавы системы V—Zr—С с дисперсионным упрочнением и сложнолегированные сплавы системы V—Zr—С—Y (ТУ 48-1303-093—74). Легирование ваиадня цирко­нием и углеродом благоприятно сказывается на его жаропрочности; воз­растает сопротивление деформированию и длительному разрушению на базе 1000 г и более [2]. Введение в сплав иттрия повышает пластичность: сплавы с иттрием: прокатываются вхолодную до фольги толщиной 0,2 мм (табл. 31.5). При этом во всех случаях содержание газовых примесей ограничива­ется пределами: 02 0,015; N2 0,02; Н2 0,0001 % (по массе).

Легирующими добавками в Nb служат W, Мо, Zr, Ті и другие ме­таллы. Наиболее эффективно упрочняется ниобий при высоких температурах цирконием. Молибден и вольфрам сообщают сплавам ниобия наилучшие жаропрочные свойства, но существенно снижают пластические свойства спла­вов. Высокопрочные сплавы ниобия плохо обрабатываются и свариваются. Поэтому в сварных конструкциях наибольшее распространение получили низко - и среднелегнрованные сплавы, обладающие удовлетворительной сва­риваемостью (табл, 31.6). Сплавы ниобия (Nb—Zr) и его соединения (NbsSn) обладают высокими сверхпроводящими свойствами. В качестве кон-

струкционных материалов ниобиевые сплавы перспективны в атомной энер­гетике и химическом машиностроении, особенно для оборудования, предназ­наченного для работ в агрессивных средах и жидкометаллнческих теплоно­сителях [1].

Жаропрочность тантала повышается при легировании его другими туго­плавкими металлами, с большинством из которых он образует твердые растворы замещения Вольфрам, молибден и гафний наиболее эффективно повышают температуру рекристаллизации тантала. При 1650 °С наибольшей прочностью обладают сплавы системы Та—W—№, а прн 1930 °С — сплав Та—W (табл. 31 7) Введение в тантал более 13 % легирующих элементов приводит к ухудшению свариваемости Введение в сплавы гафния способ­ствует повышению сопротивления окислению Однако для длительной ра­боты при высоких температурах на воздухе сплавы тантала нуждаются в защитных покрытиях. В связи с высокой коррозионной стойкостью танта - ловые сплавы используют в химическом машиностроении для изготовления аппаратуры. Перспективны они для применения в ядерной и ракетной тех­нике.

Хром легируют с целью снижения вредного влияния примесей внед­рения. Для этого используют элементы с большим химическим сродством к примесям; Zr, Hf, V и La очищают матрицу хрома от азота, образуя нитриды. Nb, Та, Ті и Zr хорошо связывают углерод, a Ті, Zr, V, Cl и La очищают хром от кислорода. Для повышения жаропрочности хром леги­руют титаном, ванадием, иттрием, цирконием, вольфрамом н никелем. До­бавки вводят в количествах, не превышающих их растворимость в твердом хроме. Добавки РЗМ измельчают структуру, повышают коррозионную стой­кость и температуру рекристаллизации.

Конструкционные сплавы хрома разделяют на мало - и высоколегирован­ные (табл. 31.8). Высоколегированные сплавы в основном малопластичны и плохо свариваются.

Из сплавов на основе хрома изготавливают детали и узлы химических установок, газотурбинных двигателей, нагревательных печей и другие кон­струкции, работающие в агрессивных средах.

Молибден легируют для повышения жаропрочности и снижения его хладноломкости. Образование твердых растворов замещения ограничено по­вышением Т* при легировании. Поэтому большинство легирующих элемен­тов вводят в молибден в малых количествах Исключение составляют W и Re; первый увеличивает длительную прочность сплавов, так как повышает линии ликвидуса и солидуса, а рений уменьшает чувствительность к приме­сям внедрения н хладноломкости

Большая группа промышленных сплавов принадлежит к малолегиро - ваиным (табл. 31.9) Из данной группы (ВМ-1, ВМ-2, ЦМ2А, TZM и др.) наиболее распространен сплав ЦМ2А, выпускаемый опытным заводом ЦНИИЧМ по ТУ 48-42-97—71. Обладая хорошей жаропрочностью, эти сплавы плохо свариваются методами сварки плавлением. Потенциально же свариваемые сплавы молибдена (МТ, MJIT, ЦМ6, ЦМ10 н др ) менее прочны и при 1000—1300 °С они в 1,5—2,5 раза уступают комплексно леги­рованным конструкционным сплавам (ЦМ2А, ТСМЗ, ТСМ4 и др.). В послед­нее время отечественной промышленностью освоен выпуск новых сваривае­мых сплавов ТСМ7 ц ТСМ7С.

Высокие жаропрочность и коррозионная стойкость во многих агрессив­ных средах обусловливают применение сплавов молибдена в авиастроении, ракетостроении, космической технике, ядерной энергетике, химическом ма­шиностроении, металлургии н электронике. Из иих изготавливают кристалли­заторы, нагреватели, тигли, тепловые трубы, сварные муфели газостатов, электровакуумное н другое оборудование [5]. При использовании молибде­новых сплавов в окислительных средах и рабочих температурах выше 700 °С необходимо защищать поверхность от окисления. Наилучшие резуль­таты дает покрытие на основе MoSi2, которое обеспечивает работоспособ­ность изделий иа воздухе при 1200 °С в течение 2500 ч [5],

Вольфрам легируют для повышения низкотемпературной пластичности и жаропрочности. Из всех легирующих элементов (Nb, Та, Мо, Zr, Hf, Re, В, С и др.) наиболее благоприятное влияние иа вольфрам оказывает рений: на­ряду с повышением жаропрочности он улучшает технологическую пластич­ность и свариваемость, резко снижая Тх [при 26% (по массе) Т*=—200 °С]. Однако сплавы W—Re имеют относительно малую жаропрочность. Для повышения жаропрочности сплавы W—Re легируют дополнительно молибде­ном. Из двойных сплавов наибольшее применение находят сплавы систем W—Мо, W—Nb, W—Та, которые могут дополнительно легироваться такими элементами, как Zr, Hf, В и С (табл. 31.10).

Вольфрамовые сплавы используются во многих отраслях промышлен­ности: нагреватели и экраны вакуумных печей, сопла ракетных двигателей н обтекатели космических аппаратов [1]. Для защиты от окислення исполь­зуют покрытия из MoSi2 и тугоплавких оксидов и интерметаллических соеди­нений. Используются и гальванические покрытия из Ni и Сг.

31.2. Свариваемость тугоплавких металлов

Затруднения, возникающие при сварке этих материалов, опре­деляются прежде всего: 1) высокой химической активностью по отношению к компонентам воздуха при высоких температурах; 2) резким охрупчиванием при насыщении примесями внедре­ния; 3) склонностью к перегреву, вызывающему рекристалли­зацию и рост зерна: 4) резким повышением предела текучести с понижением температуры и ростом величины исходного зерна.

31.2.1. Свариваемость циркониевых сплавов

Одной из основных задач при сварке циркониевых сплавов яв­ляется предотвращение взаимодействия металла шва с актив­ными газами. Поглощение кислорода и азота приводит к повы­шению прочности и снижению пластичности сварных соединений (рис. 31.2). Наиболее вредное влияние на швы оказывают азот и водород, содержание которых в сварочной атмосфере не должно превышать 1 -10~3 % (объемн.) каждого. Количество кислорода может быть значительно большим до 1 % (объемн.). Загрязнение атмосферы парами воды или ацетиленом вызывает

Рис 312 Влияние кислорода и азота иа характеристики пластичности (а) и прочности (б) соединения сплава Zr—2,5 Nb [91

образование сильной пористости, в то время как азот и кисло­род не оказывают влияния на порообразование. Сплавы типа циркалой мало чувствительны к структурным изменениям в процессе термического цикла сварки и не требуют последую­щей термической обработки. Сплавы же с 1 % и 2,5 % Zr склонны к образованию закалочных структур. При сварке сплава Zr — 2,5 Nb в металле шва образуется а'-фаза с не­большим количеством остаточной p-фазы. Изменение скорости сварки от 0,28—0,56 см/с до 1,12 см/с приводит к изменению состояния а'-фазы: мартенсит скольжения превращается в мар­тенсит двойникования. Образование этих фаз приводит к повы­шению прочности с 510 до 760 МПа, снижению ударной вяз­кости со 160 до 70 Дж/см2 и угла изгиба от 180 до 60—90°.

С целью повышения пластичности сплавов системы Zr—Nb рекомендуется производить последующую термическую обра­ботку сварных соединений. Оптимальное сочетание прочности (540 МПа) и ударной вязкости (135 Дж/см2) на швах из сплава Zr — 2,5 Nb получается при двухчасовом старении при температуре 580 °С. В металле шва при этом сохраняется двой* никовый мартенсит с граничными выделениями мелкодисперс­

ной p-фазы ниобия. Одновременно снимаются остаточные на­пряжения.

Наиболее сложной проблемой при сварке циркониевых спла­вов является обеспечение коррозионной стойкости. На стой­кость сварных соединений в агрессивных средах, кроме газовых примесей, влияет структурная и фазовая неоднородность [3]. Лучшей стойкостью обладают соединения, фазовый состав ко­торых близок к равновесному состоянию сплава. Это достига­ется за счет оптимальных скоростей охлаждения металла при сварке и термомеханической обработке.

Цирконий и сплавы на его основе хорошо свариваются раз­личными способами сварки давлением. Наибольшее практиче­ское применение нашла контактная стыковая сварка оплавле­нием, применяемая в США и Канаде как основной способ сварки ТВЭЛов. При этом процесс длится не более 0,01 с; в результате практически нет ЗТВ и отсутствует газонасыще - ние. Высокое удельное сопротивление в сочетании с низкой теп­лопроводностью облегчают процессы контактной сварки. Цирко­ний хорошо сваривается точечной и шовной контактной сваркой при защите зоны сварки аргоном или при проведении процесса в воде [1]. Как и для титановых сплавов, для соединения спла­вов циркония весьма перспективна диффузионная сварка в ва­кууме, обеспечивающая получение равнопрочных соединений ((тЕ = 580 МПа, 6 = 20 %, ф = 20 %), обладающих высокой корро­зионной стойкостью [9]. Хорошая свариваемость при этом спо­собе обусловливается полной очисткой соединяемых поверхно­стей за счет растворения оксидных пленок в матрице основного металла.

По аналогии с титаном следует предположить, что цирконие­вые сплавы должны хорошо свариваться сваркой трением.

31 2.2. Свариваемость сплавов на основе ниобия, ванадия и тантала

По объему использования в сварных конструкциях первое ме­сто из тугоплавких металлов VA группы занимает ниобий [1, 2]. Технически чистый ниобий и сплавы его с твердорастворным упрочнением типа 5ВМЦ хорошо свариваются методами сварки плавлением. С увеличением толщины свариваемых металлов их свариваемость ухудшается, так как происходит сильный рост зерна в шве и ЗТВ, способствующий охрупчиванию сварных со­единений. При толщинах более 3 мм предпочтительнее приме­нять электронно-лучевую сварку. Наиболее стабильны по свой­ствам сварные соединения из рекристаллизованных металлов, так как при бварке плавлением деформированного металла не удается избежать разупрочнения в ЗТВ с характерной для нее крупнокристаллической структурой.

Повышение чистоты исходного металла по примесям внед­рения способствует улучшению их свариваемости и позволяет производить сварку в более загрязненной атмосфере. При сум­марном содержании газов более 0,06 % (по массе) резко сни­жается пластичность швов ниобиевых сплавов [2]. Обеспечить удовлетворительную свариваемость танталовых сплавов воз­можно при еще более низком содержании газов — 0,01 % (по массе).

Примеси внедрения, попадающие в шов из атмосферы, обо­гащают твердый раствор и выделяются в виде избыточных фаз по границам и телу зерен. Наиболее совершенная защита ме­талла шва и ЗТВ обеспечивается при ЭЛС в вакууме, так как при разрежении 1 • 10~2 Па содержание газов в единице объема не превышает 1 > 10~5 % (по массе). Весьма надежной является защита металла шва при дуговой сварке в камерах с контроли­руемой атмосферой аргона или гелия.

Следует отметить, что для оценки влияния примесей на склонность сварных соединений металлов VA группы к хруп­кому разрушению предпочтительнее использовать испытания на ударный изгиб или испытания на трещиностойкость, так как ис­пытания на статический изгиб и растяжение мало чувстви­тельны к небольшим количествам примесей.

Удовлетворительные свойства соединений металлов VA группы достигаются при сварке в защитной атмосфере, содер­жащей количество примесей, не превышающее, % (объемн.): 5 - 10-3 — 1 - 10-2 02; 5 - 10-3 — 1 - 10-2 N2; 2 • К)-3 — 4 • К)-3 Н20. Этим требованиям соответствуют гелий высокой чистоты по ТУ 51-689—75 и аргон высшего сорта по ГОСТ 10157—73.

Содержание газов в металле шва снижается при сварке на повышенных скоростях вследствие уменьшения времени взаи­модействия. В работе отмечается, что при высоком содержании примесей в инертной атмосфере пластичность швов тантало­вых сплавов увеличивается с уменьшением погонной энергии сварки. Оптимальный диапазон погонной энергии равен 100— 120 кДж/м.

В случае насыщения металла шва примесями восстановле­ние механических свойств возможно путем дегазации при от­жиге в вакууме. Атомы газа могут быть удалены из твердого раствора ванадия, ниобия и тантала за счет разложения сое­динений, диффузии атомов газа к поверхности с последующей сублимацией соединений МеГж. Отжиг в вакууме приводит к сня­тию остаточных напряжений, что также способствует повыше­нию пластичности и вязкости сварных соединений. Так, в ре­зультате отжига сварных соединений ванадиевого сплава сис­темы V—Zr—С, насыщенных кислородом, ударная вязкость швов значительно возросла. При этом содержание кислорода в металле шва, полученного при сварке с добавками 1• 10-1 % (объеми.) Ог, снизилось в два раза и практически достигло уровня его в исходном металле [2]. Крупнозернистая структура металла шва, особенно на технически чистых металлах, явля­ется причиной значительного снижения предела его выносливо­сти по сравнению с деформированным и отожженным основным металлом. Как чистые металлы, так и их сварные швы весьма пластичны и не чувствительны к надрезу и трещине. При испы­таниях на трещиностойкость развитию трещины в швах пред­шествует значительная локальная пластическая деформация.

Свариваемость сплавов с твердорастворным упрочнением на основе металлов VA группы зависит от количества и вида легирующих компонентов. В принципе увеличение количества легирующих элементов приводит к упрочнению твердого рас­твора и некоторому снижению пластичности и ухудшению сва­риваемости. Однако большее значение имеет элементный состав сплава.

Удовлетворительную свариваемость имеют сплавы тантала, содержащие менее 13 % (ат.) легирующих элементов. Очевидно, такое ограничение как для ниобиевых, так и для танталовых сплавов относится к элементам, которые наиболее эффективно упрочняют твердый раствор (W, Мо), так, например, сплав со­става Та — 30% Nb — 7,5% V сваривается удовлетворительно, а сплавы Та— 12,5 % W и особенно Та— 17 % W обладают пло­хой свариваемостью; швы этих сплавов при комнатной темпера­туре хрупкие, а сплав Та — 17 %W склонен к образованию го­рячих трещин при сварке.

Отличительной особенностью сплавов с твердорастворным упрочнением является их нечувствительность к изменению пара­метров режима сварки. Швы этих сплавов кристаллизуются с образованием ячеистых и дендритных структур [2].

Наличие ячеистой субструктуры приводит к увеличению об­щей протяженности границ, что влияет на особенность распро­странения трещины и разрушение при испытаниях на трещино­стойкость и ударный изгиб. Поэтому, как правило, ударная вяз­кость металла шва несколько выше вязкости ЗТВ.

Легирование сплавов VA группы карбидообразующими эле­ментами (Ті, Zr, Hf) способствует выделению в швах дисперс­ных карбидных фаз, располагающихся по границам зерен шва и ЗТВ. Выделяющая фаза приводит к снижению пластичности сварных соединений. Гомогенизация структуры швов происхо­дит при рекристаллизационном отжиге, снижающем темпера­туру вязкохрупкого перехода.

Механические свойства сварных соединений сплавов с твер­дорастворным упрочнением находятся на высоком уровне (табл. 31.11).

В отличие от чистых металлов и сплавов с твердорас­творным упрочнением дисперсионно-упрочненные и комплексно-

легированные сплавы весьма чувствительны к термическому циклу сварки. При большом тепловложении в случае сварки на повышенной погонной энергии возрастает прочность шва и сни­жается его пластичность и ударная вязкость. Такое поведение этих сплавов можно объяснить процессами старения, которые начинают развиваться непосредственно при охлаждении шва

[10] . При увеличении скорости охлаждения (сварка на больших скоростях) уменьшается количество выделяющейся в шве. пла­стинчатой карбидной фазы, которая является местом локали­зации остаточных напряжений.

Последующая термическая обработка, способствующая коа­гуляции и глобулизации пластинчатых выделений, частичному растворению метастабильных карбидов и выделению мелко­дисперсных стабильных карбидов типа (Nb, Zr)C, (Та, Hf)C, приводит к повышению пластичности и вязкости сварных сое­динений. Оптимальными режимами термообработки являются: для сплава Nb—1 % Zr —0,1 % С (НЦУ) — Т= 1200°С, 1 ч; для сплава V —2,4% Zr —0,3% С (ВЦУ)—Т= 1100 °С, 1 ч; для сплава Nb — 5 % W — 2,0 % Мо— 1 % Zr — 0,1 % С (МЦУ) — 7= 1200—1300 °С, 1 ч; для сплава Nb — 10 % W— 1 % Zr — 0,1% С (Д-43) —Т= 1400°С, 2 ч.

Особые трудности представляет сварка высоколегированных сплавов со смешанным характером упрочнения. Для сварки сплава Nb— 15 % W — 5 % Мо— 1 % Zr — 0,1 % С (F-48) необ­

ходим предварительный подогрев для предотвращения образо­вания горячих трещин.

Трещины возникают на стадии первичной кристаллизации и развиваются при дальнейшем остывании металла. Горячие трещины обусловлены междендритными жидкими прослойками и остаточными напряжениями. В ниобиевых сплавах образова­ние трещин зависит от соотношения концентрации легирующих элементов. Так, при отношении Mo/Zr>5; V/Zr>5 и (Мо + + V)/Zr>10 горячие трещины в швах отсутствуют. Пористость сварных швов из тугоплавких металлов VA группы является весьма распространенным явлением. Поры располагаются пре­имущественно по линии сплавления и имеют сферическую замк­нутую форму. Они не оказывают существенного влияния на гер­метичность швов и их механические свойства, но могут сущест­венно увеличивать скорость коррозионного растрескивания. По­явление пор объясняют присутствием в основном металле ак­тивных примесей и реакциями взаимодействия углерода с кис­лородом или оксидами. Существенное влияние на образование пор оказывают дефекты обработки торцов свариваемых кромок.

Полностью устранить подобные дефекты можно, применяя различные способы сварки давлением. Систематические иссле­дования свариваемости тугоплавких металлов при сварке дав­лением позволили выявить критерий их свариваемости вхолод­ную, определяемый соотношением их упругих констант (В/G^ ^2,5) или величиной коэффициента Пуассона р^0,32 [7]. Все чистые металлы VA группы удовлетворяют этому критерию и могут быть сварены вхолодную. Это подтверждается экспери­ментально; степень деформации, необходимая для образования прочного соединения этих металлов, находится на уровне 80— 85%. Заметное снижение деформации при сварке давлением наблюдается при температуре начала диффузионной подвижно­сти ( —^ 0,25 Тпл) ■

Свариваемость при сварке давлением определяется в основ­ном процессами очистки поверхности и образования физического контакта и в меньшей степени зависит от химического состава и наличия примесей внедрения. Некоторое влияние на сваривае­мость оказывает исходное состояние материала. Предваритель­ный наклеп способствует снижению деформации схватывания и скорейшему образованию общих зерен на исходной границе раздела.

Наибольшее распространение получила диффузионная сварка, которая применительно к металлам VA группы производится в вакууме порядка 1 • 10~3 Па. Имеющиеся на свариваемых поверхностях оксидные пленки и адсорбированные газы уда­ляются при нагреве в основном за счет их растворения в мат­ричном металле [6]. Равнопрочные соединения формируются в довольно широком диапазоне изменения параметров режима.

В работе [9] отмечается возможность сварки ниобия при темпе­ратуре 900 °С. Процессы рекристаллизации оказывают суще­ственное влияние на свариваемость тугоплавких металлов. Пер­вичная рекристаллизация по границе раздела способствует гомогенизации структуры и повышению свойств сварных со­единений. Собирательная же рекристаллизация приводит к ро­сту зерен и существенно повышает переходную температуру Тх. Сплавы на основе металлов VA группы удовлетворительно сва­риваются точечной и шовной контактной сваркой переменным током и конденсаторной сваркой.

Некоторые трудности возникают при стыковой сварке нио - биевых сплавов. Соединения получаются хрупкими вследствие искривления исходной текстуры. При сварке оплавлением вы­соколегированных сплавов часто образуются трещины.

31.2.3. Свариваемость сплавов на основе хрома, молибдена и вольфрама

С учетом специфики металлов VIA подгруппы и сплавов на их основе под свариваемостью этих материалов следует подра­зумевать прежде всего возможность получения бездефектных сварных соединений с достаточным уровнем низкотемператур­ной пластичности. При рассмотрении вопросов, связанных с оценкой свариваемости сплавов, их целесообразно условно разделить на три группы. В первую группу следует отнести про­блемы, обусловленные металлургическими и физическими осо­бенностями сплава, которые определяются в основном его хи­мическим составом. Особое внимание следует уделить приме­сям, образующим с хромом, молибденом и вольфрамом твер­дые растворы внедрения.

Ко второй группе вопросов свариваемости тугоплавких ме­таллов относятся структурное состояние основного металла и его взаимосвязь с механическими характеристиками и низко­температурной пластичностью сварного соединения. При этом необходимо рассматривать не только зеренную структуру, но также механическую и кристаллографическую текстуру исход­ного материала.

И наконец, третья группа вопросов связана с технологией сварки. Она включает факторы, в значительной степени влияю­щие на качество сварных соединений и в первую очередь их температуру хладноломкости: способ и режим сварки, состав защитной газовой атмосферы, методы подготовки свариваемых кромок и др.

Благодаря особым физическим свойствам металлов VIA подгруппы — высокая температура плавления, большая тепло­проводность и объемное теплосодержание — при их сварке плавлением требуются повышенные тепловложения и примене­ние концентрированных источников нагрева.

Для ориентировочной оценки влияния легирующих элемен­тов на свариваемость и низкотемпературную пластичность свар­ных соединений могут быть использованы данные, представлен­ные на рис. 31.3. Единственный легирующий элемент, который повышает пластичность молибденовых и вольфрамовых сплавов при легировании в количестве 1 % (по массе), является рений. Наряду с Re на свариваемость вольфрамовых сплавов благо­приятно влияет молибден. Увеличение в сплавах W содержания Мо до 30 % (по массе) повышает пластичность сварных соеди-

Рис 31 3 Влияние легирующих эле - Рис 31 4. Зависимость температуры хладно-

ментов на температуру хладноломко - ломкости сварных соединений сплавов ЦМ6

сти молибдена (/) и ЦМ10 (2) от содержания кислорода

в металле шва [2]

нений, однако температура плавления сплава при этом снижа­ется до 3193 К-

Основным препятствием получения качественных сварных соединений является наличие примесей в основном металле в количествах, значительно превышающих их предел раствори­мости. Рост содержания кислорода в молибденовых сплавах приводит к появлению и резкому увеличению температуры вязко-хрупкого перехода сварного соединения (рис. 31.4).

Так как в молибдене при комнатной температуре растворя­ется не более 0,0001 % (по массе) 02, можно утверждать, что практически весь кислород, содержащийся в сплаве, будет сег­регировать на границах зерен в свободном состоянии и в виде оксидов. И в том, и в другом случае пластичность сварных со­единений молибденовых сплавов резко снижается; чем больше толщина пленки Мо02, тем выше температура хладноломкости соединения.

При содержаниях примесей внедрения, характерных для промышленных сплавов на основе металлов VIA подгруппы,
уменьшение размера зерна способствует росту низкотемпера­турной пластичности. Это обусловлено, с одной стороны, повы­шением протяженности границ зерен, и, как следствие, сниже­нием уровня пограничных сегрегаций. С другой стороны, при наблюдаемых в поликристаллах ориентировках смежных зерен пластическая деформация передается путем возбуждения ис­точников дислокаций в непосред­ственной близости от границы зерна. Для этой цели необхо­димо, чтобы прочность границы была выше напряжения возбуж­дения источников дислокаций.

Азот оказывает двоякое влия­ние на пластичность сварных соединений молибденовых спла­вов. В сплаве ЦМ6, содержа­щем в исходном состоянии 0,008 % (по массе) Ог, увеличе­ние содержания азота в металле шва до 0,0288 приводит к неко­торому снижению температуры хладноломкости. В сплаве ЦМ10 увеличение содержания азота от 0,0012 до 0,0282 % (по мас­се) не оказывает заметного влияния на температуру хлад­ноломкости сварного соедине­ния. Следует учесть, что в по­следнем случае увеличение со­держания азота в металле шва сопровождалось возрастанием содержания кислорода. Такое совместное влияние азота и кислорода на пластичность свар­ных соединений молибденовых сплавов может рассматриваться как следствие весьма тонкого конкурентного взаимодействия этих примесей на границах зерен [2].

Сведения, приводимые в литературе, о влиянии углерода на низкотемпературную пластичность молибденовых сплавов про­тиворечивы. В ряде сообщений говорится о положительном влиянии углерода, вводимого в молибден в количествах, даже превышающих необходимое для раскисления. Увеличение пла­стичности молибденовых сплавов обусловлено нейтрализацией вредного влияния кислорода. Это свидетельствует о том, что улучшение свариваемости сплавов на основе металлов VIA под­группы достигается оптимальным легированием, способствую­щим нейтрализации примесей внедрения.

Сравнительные данные о влиянии азота, кислорода, угле­рода и серы на температуру вязкохрупкого перехода хрома приведены на рис. 31.5.

Углерод, сера резко повышают температуру вязко-хрупкого перехода, в то время как кислород оказывает на пластичность хрома наименьшее влияние. Поэтому при разработке низколе­гированных сплавов хрома, предназначающихся для сварных конструкций, особое внимание уделяют содержанию в металле углерода и серы. Их концентрация в сплаве должна находиться либо на уровне предельной растворимости, либо эти примеси должны быть связаны в термодинамически стабильные соеди­нения, что может быть достигнуто легированием сплава неболь­шим количеством элементов IVA и VA подгрупп и редкоземель­ными элементами.

Таким образом, анализ особенностей изменения свойств сварных соединений в связи с наличием в них примесей внед­рения в различных количествах позволяет наметить наиболее эффективные пути улучшения свариваемых металлов VIA под­группы. К ним относятся, во-первых, очистка исходного мате­риала от элементов, образующих с ним твердые растворы внед­рения. Особенно остро эта проблема стоит при производстве сплавов на основе вольфрама и хрома; во-вторых, рациональное легирование химически активными элементами с целью связы­вания примесей в термодинамически стабильные соединения.

Механические свойства сварных швов на тугоплавких метал­лах могут быть улучшены, если их легировать элементами, ко­торые наряду с увеличением высокотемпературной прочности и пластичности при нормальной температуре уменьшают размер зерна. К таким элементам относятся Al, Ті, Zr, Hf, Ir, Nb и др. Из этих элементов наиболее эффективными являются Zr, Hf, Іг.

Сплавы тугоплавких металлов VIA подгруппы, получаемые методами вакуумно-дугового и электронно-лучевого переплава, обладают значительно меньшей склонностью к образованию пористости в сварных соединениях, чем аналогичные сплавы, изготовленные методами порошковой металлургии. Обычно это вызвано тем, что порошковые сплавы имеют повышенное со­держание газовых примесей. Однако в сварных соединениях, выполненных на порошковых сплавах даже с меньшим содер­жанием примесей, чем в литом металле, как правило, наблю­дается пористость. Однако имеются факты, свидетельствующие о том, что склонность к образованию трещин в сварных соеди­нениях порошковых сплавах вольфрама значительно ниже, чем в литых сплавах того же химического состава.

Качество сварных соединений, механические свойства швов, и « особенности их низкотемпературная пластичность чрезвы­чайно чувствительны к структурному состоянию исходного ма­териала [2].

При сварке тонколистовых материалов реализуется двухмер­ная схема кристаллизации сварочной ванны. Кристаллизация начинается с оплавления зерен в зоне сплавления, t. е. при сварке тонколистовых материалов кристаллизация шва проис­ходит путем эпитаксиального роста его кристаллитов. Кристал­литы металла шва наследуют кристаллографическую ориенти­ровку тех зерен, с оплавленной поверхности которых происхо­дит их рост.

Результат сопоставления температуры хладноломкости ос­новного металла Тх" и сварного соединения Т ЦМ6 и ЦМ10

в различном структур­ном состоянии, а также других промышленных и опытных сплавов мо­либдена свидетельст­вуют о наличии доста­точно четкой (рис. 31.6) корреляции между свой­ствами основного метал­ла и его сварного со­единения: повышение

температуры хладно­ломкости основного ме­талла приводит к увели­чению и температуры хладноломкости свар­ного соединения 7V.

С увеличением тол­щины свариваемых ме­

таллов возникают серьезные трудности, связанные с перегре­вом металла шва, увеличением ЗТВ и, как следствие, образо­ванием трещин. Применение способов сварки давлением в ряде случаев позволяет решить многие проблемы сварки хрома, мо­либдена и вольфрама.

Весьма удовлетворительной свариваемостью обладают сплавы молибдена и вольфрама при сварке трением. Процесс

можно осуществлять на воздухе и в вакууме с получением вы­

соких механических свойств, хотя Тх сварных соединений на 150—200 К выше, чем Тх основного металла. Причиной этого может быть искривление исходного волокна в зоне стыка. Про­ведение процесса сварки трением в вакууме позволяет снизить давление и величину осадки, что способствует повышению пла­стичности соединений.

Диффузионная сварка металлов VI подгруппы производится обычно в вакууме, но может осуществляться в инертной среде и в водороде [9]. В связи с высокими температурами начала адгезионного взаимодействия при сварке в зоне разогрева про - 420

исходит рекристаллизация, приводящая к снижению механи­ческих свойств соединений. Наиболее часто используется техно­логия диффузионной сварки с применением промежуточных прослоек, обладающих более низкой энергетической устойчи­востью электронных конфигураций и позволяющих предотвра­тить процесс рекристаллизации. В качестве прослоек исполь­зуются: для вольфрама Ni, Nb, Ті, Ni—Pd, Re—Та; для молиб­дена Cu, Ag, Ni, Ті, Pt, Pd, Та, а также прослойки порошков.

31.3. Технология сварки тугоплавких металлов

При сварке сплавов на основе тугоплавких металлов особое внимание следует уделять подготовке поверхности торцов сва­риваемых кромок. Допускается подготовка кромок к сварке порезкой абразивными камнями. Однако этим способом можно подготовить только детали несложной прямолинейной конфигу­рации. При подготовке заготовок сложной формы из сплавов вольфрама оптимальные результаты достигаются электроэро - зионной обработкой кромок. При электроискровой вырезке за­готовок из сплавов хрома в поверхностном слое образуются микротрещины. Для молибденовых сплавов рекомендуется вы­резка на гильотинных ножницах с последующим фрезерованием кромок. Точность сборки стыка — необходимое условие получе­ния качественного сварного соединения.

Непосредственно перед сваркой требуется очистить поверх­ности свариваемых кромок изделий от различного рода загряз­нений. Основным методом очистки поверхности изделий из ту­гоплавких сплавов является химическое травление. Удаление загрязнений поверхностного слоя позволяет улучшить низко­температурную пластичность сварного соединения молибдена. В отличие от сплавов молибдена подготовка к сварке изделий из сплавов вольфрама, кроме операций химического травления или электролитического полирования, включает обязательную операцию вакуумного отжига.

В сварных конструкциях из тугоплавких металлов приме­няют в основном листы толщиной 0,1—2 мм и реже больших толщин. Наиболее распространенные типы сварных соединений при АрДС и ЭЛС — стыковые без разделки и с разделкой кро­мок. При сварке деталей толщиной менее 0,5 мм следует при­менять соединения с отбортовкой кромок.

Как правило, сварку изделий из сплавов на основе металлов VIA подгруппы выполняют без присадки, используется прово­лока того же химического состава, что и основной металл.

Дуговую сварку неплавящимся вольфрамовым электродом ВЫПОЛНЯЮТ ПОСТОЯННЫМ TOKQM на прямой полярности.

На формирование шва, структуру и механические свойства сварных соединений тугоплавких металлов существенно влияют условия теплоотвода и режимы сварки. С увеличением пСв сокращается время существования жидкой ванны и умень­шается степень насыщения металла газами. При этом сокраща­ется протяженность зоны термического влияния, уменьшается размер кристаллитов, а также изменяется схема кристалли­зации металла шва, что благоприятно сказывается на механи­ческих свойствах сварных соединений и прежде всего на вели­чине низкотемпературной пластичности. Однако повышение пСв возможно до определенного предела, так как ухудшается фор­мирование швов и во многих случаях снижаются их пластиче­ские свойства.

Для соединений сеток и катодов из молибденовых сплавов успешно применена микроплазменная сварка. Тонколистовой молибден можно также сваривать в вакууме и среде инертных газов лазерным лучом.

Вольфрам и его сплавы сваривают в камерах с контролируе­мой атмосферой инертного газа неплавящимся электродом и электронно-лучевым способом — единственным, который мож­но применить для металла толщиной более 3—4 мм, так как он обеспечивает наиболее благоприятное соотношение глубины ванны к ее ширине. Помимо этого, незначительная протяжен­ность зоны термического влияния при наиболее узком шве явля­ется во многих случаях обязательным условием повышения ка­чества сварных соединений.

Сварка сплавов хрома возможна при использовании приса­дочной проволоки из никелевых сплавов и выполнении АДС без расплавления основного металла.