СВАРКА разнородных металлов и сплавов

СВАРКА ТИТАНА И ЕГО СПЛАВОВ С ДРУГИМИ МЕТАЛЛАМИ

Титан хорошо сваривается с небольшим числом металлов (цир­конием, гафнием, ниобием, танталом и ванадием) в связи с их не­ограниченной взаимной- растворимостью.

Сварка титана и его сплавов с такими широко распространенными конструкционными металлами, как стали и никелевые сплавы, алюминиевые и медные сплавы, затруднена в связи с большими различиями в кристаллохимических и физических свойствах и со сложностью ограничения процессов взаимной диффузии, приводя­щих к развитию химической неоднородности и появлению хрупких промежуточных фаз и соединений. Путем разработки особых техно­логических приемов, подбора оптимальных режимов сварки и тер­мообработки удается преодолеть возникающие затруднения и полу­чать работоспособные соединения титана с коррозионно-стойкими сталями, медными и алюминиевыми сплавами [61, 93, 128, 196].

Значительно более благоприятные условия создаются для соеди­нения титана с указанными конструкционными металлами при сварке давлением, при которой существенно снижается высокотем­пературное воздействие на металлы, характерное для большинства способов сварки плавлением. В настоящее время для соединения титана с другими конструкционными металлами успешно применяют прокатку, прессование, сварку взрывом, трением, диффузионную, холодную, магнитно-импульсную, ультразвуковую и др.

Сварка титана со сталью. Титан и железо имеют существенные различия в физических свойствах и кристаллическом строении (см. табл. 1). Низкотемпературная модификация титана (а) имеет гексагональную решетку с параметром (2,95 - ь4,75)-10"10 м; высоко­температурная модификация титана (Р) имеет кубическую объемно - центрированную решетку с параметрами 3,32-10“10 м. а-железо имеет кубическую объемноцентрированную решетку с параметром 2,6* 1СГ10 м и у-железо — кубическую гранецентрированную решетку с параметром^,56-10"10 м. Дитан с железом образуют систему с огра­ниченной растворимостью^и эвтектоидным распадом р-фазы.

В системе. Ті—Ре^имеются химические соединения TiFe и TiFe2, Ti2Fe и три эвтектики: р + TiFe, TiFe + TiFe2, TiFe2 + а, кристал­лизующиеся при температурах 1100, 1280 и 1298 °С и содержащие 32, 62,5 и 82,5 % Fe соответственно.

Предельная растворимость титана в железе при температуре 1200 °С равна 12%, при 1100 °С — 8,5 %, при 1000 °С — 7,5 %, при 900 °С — 5 %, при 300 °С — 4 % и при 500 °С — 2,5 %. Раство­римость железа в а-титане не превышает 0,5 мае. % при 615 °С, при 20 °С находится в пределах 0,05—0,1 %.

При затвердевании в структуре сплавов титана с железом уже при концентрации железа более 0,1 % образуются интерметалличе­ские соединения TiFe и TiFe2. Наличие интерметаллидов в сплаве титана с железом значительно повышает прочность металла и резко снижает его пластичность.

Аналогичные диаграммы состояния титан образует с никелем и другими легирующими элементами стали. Ввиду этого при сварке титана со сталью применяют технологический прием, при котором между свариваемыми металлами помещают прокладки (или вставки) из других металлов, не образующих при взаимодействии в области высоких температур хрупких фаз. Такие прокладки могут быть из одного металла либо представлять собой набор из нескольких металлов или специальных сплавов. В связи с высокой активностью титана при взаимодействии с газами соединение его со сталью свар­кой давлением осуществляют в защитных средах, инертных газах, жидких средах или вакууме.

Контактную и ультразвуковую сварку листовых титана и стали производят с применением промежуточных прокладок из алюминия, серебра, никеля, молибдена, ванадия, ниобия. Необходимо выбирать такие режимы сварки, когда не наблюдается подплавление поверх­ностей титана и стали. Наилучшие результаты получены при ультра­звуковой сварке через слой серебра, а при контактной — через слой ниобия.

Клинопрессовую сварку титанового сплава со сталью 12Х18Н9Т выполняют через прокладку из алюминия или меди [72]. При этом конец стальной детали затачивают на конус (15—20°), а в детали из титанового сплава предварительно выполняют гнездо аналогичной формы. Детали сваривают в среде аргона с нагревом до 450 °С при прослойке алюминия или до 850 °С при прослойке меди. Биметалли­ческие переходники 12Х18Н9Т + ОТ4, сваренные через алюминие-

вую или медную прокладку толщиной 0,1—0,2 мм, имеют прочность сварного соединения выше прочности их стальной части, что объяс­няется наличием развитой площади контакта. Результаты исследова­ния холодной сварки проволоки диаметром 3 мм из титана ВТ 1-0 и стали 12Х18Н9Т представлены в работе [93]. Были получены сварные соединения с ав = 500^-600 МПа и б = 8-И5 %.

Электронографическим исследованием торцов сварных образцов после разрушения обнаружена фаза TiFe, что объясняется повы­шением температуры в тонких слоях металла вблизи границы раз­дела в процессе пластической деформации.

Если полученное клинопрессовой сваркой соединение нагревать до 800 °С в течение 1—3 мин, то это может привести к хрупкому разрушению сварного соединения.

Сварку взрывом титана со сталью осуществляли по трем вариан­там: без прокладок, с одной и с двумя прокладками (из ниобия и меди). В процессе соударения возможно расплавление поверхност­ных слоев металлов, а также отрыв и перемешивание участков ме­талла в самых различных соотношениях, образование интерметалли­ческих соединений TiFe и TiFe2. Одновременно встречаются участки с бездиффузионной^зоной перехода, а в местах, где происходило расплавление, обнаруживаются трещины. При последующем отжиге происходит дальнейшее образование интерметаллических соедине­ний, выделение карбидов титана и возможно образование пор в кон­тактной зоне.

В зависимости от назначения сварных узлов при сварке взрывом применяют одинарные прокладки из серебра, никеля, меди, ванадия, ниобия, железа и сплавов из тугоплавких металлов. С целью умень­шения возможности образования хрупких соединений на границе раздела предлагают прокладку железа выбирать с содержанием углерода не более 0,02 % [10]. Часто в качестве промежуточных прокладок применяют ванадий или ниобий (тантал) со стороны титана и медь со стороны стали.

Закономерность изменения механических свойств соединения ОТ4 + ниобий + медный сплав + сталь 12Х18Н10Т исследовали в зависимости от толщины медного сплава (0,1—1,5 мм). С умень­шением толщины медного слоя прочность соединения возрастает и достигает предельного значения при толщине слоя меди менее 0,1 мм. Нагрев до температуры 800 °С не изменяет характера разрушения,, но снижает прочность соединения, так как полностью устраняет эффект упрочнения металлов, который возникает в результате взрыв­ного нагружения. Испытания на разрыв в диапазоне температур от 300 до —269 °С позволяют утверждать, что такие соединения могут работать в условиях низких температур. Во всем диапазоне температур происходит вязкое разрушение образцов по слою меди.

Результаты испытаний полученных сваркой давлением соедине­ний титановых сплавов ВТ6С, ОТ4, ВТ14, АТ2 со сталью 12Х18Н10Т с прокладками (ниобий—медь) показали, что соединения обладают высоким временным сопротивлением (до 560 МПа), достаточной ударной вязкостью (до 500 кДж/м2), сопротивлением усталости и

удовлетворительной пластичностью [21 ]. Эти свойства можно варьи­ровать в широких пределах изменением толщины медной прокладки. Отжиг при температуре 900—1000 °С в течение 3—5 ч практически не изменяет прочностные характеристики соединения.

Диффузионная сварка титана непосредственно со сталью иссле­дована в работе [12]. Наибольшую прочность имеют соединения, в которых ширина слоя интерметаллидов TiFe не превышает 3—5 мкм, а переходная зона характеризуется a-твердым раствором железа в титане с определенной степенью насыщения (микротвердость не более 3000 МПа). При испытании растяжением все образцы разру­шились в зоне контакта титана с железом или со сталью. Прочность диффузионного соединения титана непосредственно со сталью опре­деляется не только толщиной слоя интерметаллидов, но и шириной зоны, обогащенной углеродом.

Оптимальные режимы диффузионной сварки в вакууме [12] цилиндрических образцов диаметром 12 мм и длиной 15 мм для со­четаний ВТ1-0 + 12Х18Н9Т и ОТ4 + 12Х18Н9Т следующие. Режим сварки (соответственно): Т = 750 и 850 °С, р = 20 и 10 МПа, t = = 15 мин. Механические свойства: ов = 230 и 420 МПа, 6=15 и 25 %. Прочность сварных соединений значительно ниже прочности свариваемых металлов.

С целью предотвращения образования в зоне контакта хрупких интерметаллических слоев диффузионную сварку титана со сталью также выполняют с применением прокладок (ванадий—медь, ниобий— медь, тантал—медь). Временное сопротивление сварных соединений титановых сплавов ВТ6 и ВТ5-1 со сталью 12Х18Н9Т, выполненных диффузионной сваркой с применнием прокладок ванадия и меди, равно соответственно 408—532 и 530—570 МПа.

Микрорентгеноспектральное и рентгеноструктурное исследования соединений, выполненных с промежуточными прокладками, обнару­живают диффузионные зоны значительных размеров без образования интерметаллических фаз. Даже после высокотемпературного изо­термического нагрева (например, 1000 °С 10 ч) хрупкие фазы в соеди­нениях не образуются. Диффузионная зона со стороны титана имеет структуру, характерную для мартенситоподобной а'-фазы, и со сто­роны ванадия (ниобия) — прослойку легированного p-Ti. В зоне контакта V(Nb)—Си образуется твердый раствор с г. ц. к. решеткой. Используемый для прокладок ванадий должен содержать 0,02— 0,03 % С.

Временное сопротивление сварных соединений ВТ5-1 + 12Х18Н9Т с прокладками меди толщиной 0,01 мм и ванадия толщиной 0,07 мм составляет [171 ]: при 150 °С 489—509 МПа; при 300 °С 438—450 МПа; при 400 °С 318—320 МПа; при 500 °С 276—284 МПа. Ударная вяз­кость таких соединений равна 350 кДж/м2 и угол изгиба 50—60°. Микроструктура сварного соединения ОТ4 со сталью 08Х15Н5Д2Т, пьіполненного с прокладкой ванадия, приведена на рис. 64.

Одним из технологических вариантов диффузионной сварки ти­тана со сталью является сварка в жидкой среде (расплавленной с°ли), предварительно нагретой до сварочной температуры [176].

Рис. 64. Микроструктура соединения ОТ4 со сталью 08Х15Н5Д2Т с прослой­кой ванадия. Диффузионная сварка в вакууме (X 200)

При таком способе нагрев более ^равномерный, ско­рость его в 3—6 раз выше скорости нагрева этих же деталей теплоизлучением в газовых средах или ва­кууме.

Жидкая нагревательная среда защищает поверхность детали от окисления при погружении деталей в ванну и при охлаждении их на воз­духе после сварки, так как слой соли остается на поверхности деталей в виде тонкой пленки.

Сплав ВТ 1-0 со сталью 12Х18Н9Т сваривают с применением промежуточных прокладок из ванадия и меди толщиной 0,1 мм. Места сварки деталей обрабатывают механическим путем до высокой чистоты, а непосредственно перед сваркой свариваемые поверхности деталей и промежуточных прокладок из ванадия и меди обрабаты­вают шлифовальной шкуркой, обезжиривают ацетоном или четырех­хлористым углеродом и сушат на воздухе в течение 3—5 мин. Собран­ные для сварки детали устанавливают в приспособление, выполнен­ное из коррозионно-стойкой стали и обеспечивающее сжатие собран­ных деталей ""'с усилием ~200 Н. Свариваемые детали собирают в следующем порядке: со стороны сплава ВТ 1-0 укладывают вана­диевую прокладку, затем медную и сверху сталь 12Х18Н9Т.

Приспособление с собранными деталями опускают в нагретую до температуры 850 °С жидкую среду, состоящую из смеси солей: 70 % ВаС12 + 30 % NaCl. Температуру жидкой среды плавно повы­шают до 900 °С в течение 5—6 мин. Для создания надежного кон­такта между свариваемыми деталями их непрерывно и плавно под­жимают. После выдержки деталей в ванне при температуре 900 °С в течение 8—10 мин приспособление с деталями извлекают из ванны. При охлаждении деталей поджатие^их в приспособлении продол­жается до тех пор, пока температура не снизится до 350—400 °С.

Временное сопротивление соединений ВТ 1-0 со сталью 12Х18Н9Т, выполненных диффузионной сваркой в жидкой среде, составляет 200—250 МПа [176]. Указанный^метод диффузионной сварки в жид­кой среде экономически целесообразен для мелкосерийного произ­водства.

Существует несколько способов получения биметалла титан— сталь прокаткой: в вакуумированных пакетах, в вакууме и др. [12, 124]. Наиболее перспективен способ ^получения биметалла титан—сталь горячей прокаткой в вакууме при соответствующем подборе величин обжатия и температур. Влияние технологических факторов (глубины вакуума, степени деформации, температуры и т. п.) 152

на свойства биметалла титан—сталь исследовано в работе [12].

Сравнительные результаты вакуумной прокатки титана ВТ 1-0 с армко-железом, сталями СтЗ, Ст5, сталью 45, 09Г2 и 12Х18Н10Т показали отрицательное влияние углерода на прочность соединений. Углерод, диффундируя на границу с титаном, образует карбид TiC, что снижает прочность соединений. Увеличение содержания угле­рода в стали с 0,028 до 0,45 % при прочих равных условиях снижает временное сопротивление с 260 до 140 МПа. . 4

Прокатка при температуре 900 °С титана с армко-железом при использовании ванадия (содержание углерода <0,02 %) повышает прочность биметалла на отрыв. Предел прочности при отрыве би­металла ВТ 1-0 + СтЗ, прокатанного с прокладкой ванадия в ва­кууме 0,00665 Па при температуре 1000 °С и степени обжатия 20 % (толщина слоев стали 8 мм, титана 2 мм), составляет 435—440 МПа. Механические свойства биметалла ВТ6С + 12Х18Н10Т с двойной прокладкой Nb + Си (прокатка в вакууме 0,00266 Па^'при 950 °С, степень обжатия 45—50 %) приведены в работе [124]. Разрушение биметалла происходит, как правило, по меди. Ударная вязкость биметалла ВТ6С + 12Х18Н10Т имеет высокие значения при испы­тании как со стороны титана, так и со стороны стали (табл. 25).

Металлографическое и микрорентгеноспектральное исследования биметалла титан—сталь, полученного с промежуточными проклад­ками, показывают, что в процессе прокатки происходит взаимная диффузия элементов на границе раздела биметалла без образования хрупких фаз.

Исследованием биметалла ВТ6С + 12Х18Н10Т с промежуточ­ными прокладками ниобия и меди установлено, что на границе ти­тан—ниобий образуется зона повышенной твердости, представля­ющая собой непрерывный ряд твердых растворов ниобия в титане. Отжиг образцов при температуре 800 °С в течение 1 ч не вносит за­метных изменений в структуру граничной области ниобий—титан.

В биметалле ОТ4 + 12Х18Н10Т, прокатанном с прокладками ниобия и меди в вакууме 0,00665 Па при температуре 920 °С и сте-

пени обжатия 30—45 %, появляется зона взаимной диффузии (ши­риной ~70 мкм) на границе медь—сталь. Структура границы соеди­нения биметалла ОТ4 + 12Х18Н10Т и характер распределения ле­гирующих элементов на границе сталь—медь и медь—ниобий при­ведены на рис. 65. Распределение меди неравномерно и меняется следующим образом: на участке шириной ~12 мкм, прилегающем непосредственно к медной прокладке, происходит изменение ее со­держания от исходного до 40 %. Этот состав практически сохраняется постоянным на участке шириной ~38 мкм, после чего следует участок шириной ~20 мкм, на котором концентрация меди снижается от 40 % до 0. Для железа, хрома и никеля наблюдается обратный характер распределения элементов на тех же участках.

Состав зоны взаимной диффузии на границе медь—сталь следу­ющий: 40—44 % Fe, 10—12 % Сг, 6—7 % Ni.

На границе медь—ниобий наблюдается диффузия ниобия и меди на участке глубиной ~40 мкм; концентрация ниобия на участке ~12 мкм снижается от исходного содержания до 70 % и затем на протяжении ~20 мкм остается постоянной, резко падая до нуля на участке ~10 мкм. На этих же участках наблюдается обратный характер распределения меди, хотя диффузия ее распространяется дальше в ниобий на глубину ~35 мкм. Состав зоны взаимной диффу­
зии на границе ниобий — медь: 30 % Си, 70 % Nb. На границе ниобий—титан заметной диффузии элементов не наблюдается.

Предел прочности при отрыве такого биметалла равен 400— 430 МПа. Биметалл обладает термически стабильными механиче­скими свойствами после нагрева в воздушной атмосфере при темпе­ратуре 300 и 350 °С в течение 100 и 500 ч. Предел прочности при отрыве биметалла после указанных нагревов находится на уровне исходного и составляет 395—430 МПа. Разрушение биметалла про­исходит по медной прокладке. Повышение прочности биметалла при использовании медной прокладки, находящейся между более проч­ными металлами — ниобием и сталью, связано, с одной стороны, с эффектом упрочнения меди при легировании за счет взаимной диффузии находящихся в контакте металлов, а с другой — с особен­ностью напряженного состояния металла с малым пределом теку­чести. При деформации полученного слоистого материала в медной прокладке наблюдаются более высокие напряжения сдвига, обуслов­ленные блокировкой движения дислокаций более прочным металлом на границе раздела.

Вопросы прокатки пакетным способом титана и его сплавов со сталью освещены в работе [124].

Многочисленные исследования непосредственной сварки плавле­нием титана со сталью не решили задачи получения качественных соединений [93, 196 ]. В последнее время техника и технология сварки плавлением титана со сталью пополнились рядом новых приемов с применением особых присадочных металлов, промежуточных ме­таллов, обеспечивающих направленное регулирование диффузионных и тепловых процессов при сварке с целью получения металла шва с определенным химическим составом, при котором достигаются необходимые свойства соединений.

Так, предложен способ сварки титана со сталью в среде гелия с использованием охлаждаемой подкладки с увеличенной теплопро­водностью. Временное сопротивление таких соединений для тол­щин 0,05—0,18 мм составляет 1440 МПа, относительное удлинение 6 = 1%. Имеются сведения о сварке в среде аргона с использова­нием в качестве присадочного металла припоя, обладающего хорошей смачиваемостью и жидкотекучестью и содержащего 72 % Ag, 28 % Си.

Предложены способы сварки титана со сталью с применением промежуточных прокладок из металлов, удовлетворительно свари­ваемых с титаном и сталью. Например, из монель-металла, который в процессе сварки расплавляется [А. с. № 210972 (СССР)]. По данным работы [93], временное сопротивление сварных соединений титана со сталью 12Х18Н9Т в случае использования термически упрочняемых высокопрочных бронз КМц-3-1 (сгв = 750 МПа) или БрБ2 (сгв = 660 МПа) составляет 600 МПа.

Более широкое распространение получила сварка плавлением титана со сталью с помощью вставки из ванадия и его сплавов. Однако использование нелегированного ванадия для этой цели не­целесообразно ввиду его низкой прочности. Легирование ванадия

Рис. 66. Зависимость ударной вяз­кости сварных соединений вана­дия со сталями 09X16Н4Б (/) и 12Х18Н10Т (2) от содержания ва­надия в шве. Электронно-лучевая сварка с присадкой 000X17Н4

вольфрамом или хромом (5—10 %) повышает при­мерно в 1,5 раза проч­ность ванадиевых сплавов при сохранении высоких пластических характери­стик [188]. Легирование хромом позволяет повы­сить коррозионные свой­ства ванадиевого сплава.

Влияние основных легирующих элементов на свойства сварных соединений нелегированного алюмотермического ванадия со сталями различных классов (мартенситной 09X16Н4Б, ферритной Х17 и аустенитной 12Х18Н10Т) при электронно-лучевой сварке изучено в работах [29, 30]. Электронно-лучевую сварку стыковых соедине­ний толщиной 3 мм выполняли за один проход при пов = 45 м/ч с применением присадочного металла, который в виде полоски тол­щиной 1—1,2 мм закладывали между соединяемыми металлами. В ка­честве присадочного металла применяли низкоуглеродистые хроми­стые стали. Выбранная схема сварки обеспечивает содержание 70— 75 % присадочного металла в шве и не приводит к значительному расплавлению соединяемых сталей и ванадия. Механические свойства таких соединений зависят от химического состава металла шва.

Влияние ванадия на ударную вязкость сварных соединений алю­мотермического ванадия со сталями 09Х16Н4Б и 12Х18Н10Т при применении присадочной проволоки 000Х17Н4, выполненных элек­тронно-лучевой сваркой, приведено на рис. 66 [29]. При содержании 5—12 % V сварные швы отличаются высокой ударной вязкостью (1300—1600 кДж/м2). При содержании 1—2 % V в металле шва свар­ных соединений появляется феррит. Дальнейшее увеличение леги­рования ванадием приводит к возрастанию количества феррита в швах. При увеличении содержания ванадия свыше 5 % в швах появляется небольшое количество карбидов. Швы, содержащие 15 % V, приобретают грубо дендритное строение. Ударная вязкость таких соединений составляет 100—200 кДж/м2 [29].

При увеличении, количества углерода микроструктура шва остается ферритно-карбидной, но резко измельчается зерно, увеличи­вается количество карбидной фазы, появляются скопления карбидов в первых кристаллизационных слоях металла шва на границе с ва­надием. При этом границы зерен утолщаются, что связано, по дан­ным электронно-микроскопического исследования, с выделением карбидов VC. Причиной резкого снижения ударной вязкости в дан­ном случае является увеличение и неблагоприятное расположение карбидной фазы. Влияние основных легирующих элементов корро-
рис. 67. Зависимость ударной вязкости сварных соединений ванадия со сталью 0 9Х16Н4Б от содержания легирующих элементов. Электронно-лучевая сварка

зионно-стойкой стали (хрома и никеля) исследовано при содер­жании в швах 5—12 % V и 0,03 % С. Легирование швов до 35 % Сг не снижает суще­ственно ударную вязкость сварных соединений.

При совместном легирова­нии швов хромом, никелем и углеродом (при общем содер-

жании в стали не более 0,01 % С) ударная вязкость со­единений, равная 1200—1500 кДж/м2, постепенно снижается по мере повышения концентрации хрома до 30—35 %. При содержании в стали 0,02—0,06 % С сварные соединения независимо от концен­трации хрома разрушаются хрупко по шву при ударной вязкости 100—200 кДж/м2. Ударная вязкость сварных соединений ванадия со сталью резко снижается, если концентрация в шве марганца и кремния превышает соответственно 2,8 и 1,6 % (рис. 67). Сопротив­ляемость ударным нагрузкам сварных соединений ванадия с железом или хромистой сталью высокая при содержании в швах 0,01 % С либо при их легировании никелем (^2 %) [29].

Влияние ванадия на прочность и пластичность при изгибе свар­ных соединений стали 08Х15Н5Д2Т и сплава V8W толщиной 1 мм исследовано при содержании в металле шва 0,04 % С, 3,5 % Ni и 12 % Сг (аргонодуговая сварка). Такие соединения имеют опти­мальные механические свойства при содержании 6—12 % V: ав > > 400 МПа и а > 100 °. Дальнейшее увеличение количества ва­надия (>Л5 %) снижает механические свойства, особенно угол изгиба, что определяется концентрацией и распределением ванадия в зоне шва, примыкающей к ванадиевому сплаву. Микроструктура металла шва со стороны ванадиевого сплава при разном содержании ванадия в металле шва показана на рис. 68. При повышении содер­жания ванадия до 17 % в металле шва на границе сплавления с ва­надиевым сплавом увеличивается диффузионная зона (рис. 68, б); при содержании в швах выше 20 % V в металле шва на границе сплавления с ванадиевым сплавом наблюдается образование трещин (рис. 68, в).

Изучение особенностей формирования стыковых соединений ва­надия и некоторых его сплавов с коррозионно-стойкими сталями при электронно-лучевой и аргонодуговой сварке показывает, что механи­ческие свойства таких соединений определяются соотношением ле­гирующих элементов в металле шва. Содержание элементов в металле ніва должно быть ограничено: 5—12 % V; <0,08 % С; <5 %' Ni; <1 % Si; <2 % Мп. При сварке плавлением ванадия и его сплавов

с коррозионно-стойкими сталями необходимо управлять составом металла шва и применять технику сварки, надежно обеспечивающую получение сварных швов заданного химического состава. Для обес­печения состава шва в заданных пределах необходимо правильно распределить энергию источника между соединяемыми металлами. На основании расчета по формуле, приведенной в работе [182], для получения шва с содержанием 8 % V при сварке встык стали 08Х15Н5Д2Т с ванадиевым сплавом V8W толщиной 1 мм отклонение луча от линии стыка в сторону стали должно составлять 0,65 мм. Экспериментально установленное значение отклонения луча относи­тельно стыка свариваемых кромок при соединении указанных соче­таний материалов равно 0,6 мм.

При электронно-лучевой сварке на режиме /св = 37 мА, t/ycK = = 25 кВ, vCB = 40 м/ч (диаметр луча 0,9 мм) и смещении луча на 0,6 мм в сторону стали содержание ванадия в шве составляет 8 %, а сварные соединения имеют удовлетворительные механические свойства (ав = 430—450 МПа, а = 110°).

Электронно-лучевая сварка стали 08Х15Н5Д2Т толщиной 1,2 мм с ванадиевым сплавом V8W толщиной 1,5 мм на режиме /св = 62 мА, ^уск = 20 кВ, vGB = 45 м/ч при смещении луча на 1,1 мм в сто­рону стали обеспечивает получение сварных соединений с ав= - 490-520 МПа и а = 110° [30].

Специфическая особен­ность электронно-лучевой сварки стали с ванадием — 30 применение высоких скоро­стей нагрева, кристаллизации о и охлаждения. Повышение скорости сварки уменьшает

время существования сварочной ванны, что способствует снижению диффузии ванадия в металл шва и углерода к границе сплавления стали с ванадием. Влияние скорости сварки на ударную вязкость сварных соединений ванадия с коррозионно-стойкими сталями, вы­полненных присадочными проволоками с различным содержанием углерода, исследовано в работе [31 ]. Изменение ударной вязкости сварных соединений ванадия со сталью 09X16Н4Б, выполненных присадочными материалами 000Х17Н4Б и 09Х16Н4Б, в зависимости от скорости сварки представлено на рис. 69 [31 ].

Электронно-лучевая сварка стали 09X16Н4Б с ванадием и ва­надиевым сплавом V8W толщиной 1—10 мм с применением приса­дочного материала 000Х17Н4Б, выполненная при vCB = 45 м/ч и смещении луча со стыка в сторону стали на 0,5—0,7 мм, обеспечи­вает содержание в шве 8—12 % V и получение сварных соединений с ав = 400-^530 МПа (ванадий + сталь 09Х16Н4Б) и 570—650 МПа (сплав V8W + сталь 09X16Н4Б) и соответственно ав = 1000-^1500 и 700 - ь 1200 кДж/м2.

Рассмотрим особенности сварки титана с ванадием, которые обусловлены главным образом структурными превращениями в си­стеме Ті—V. Диаграмма состояния системы Ті—V характеризуется наличием ряда твердых растворов с Р-титаном и ограниченной рас­творимостью в а-титане. Ванадий снижает температуру полиморф­ного превращения титана и увеличивает устойчивость Р-фазы. Анализ диаграммы состояния Ті—V показывает, что эти металлы сплавляются во всех соотношениях. без образования хрупких фаз. Узкий интервал кристаллизации способствует затвердеванию ме­талла с незначительным изменением состава. Все это создает благо­приятные условия для сварки плавлением этих металлов.

Содержание ванадия в металле шва сварных соединений ОТ4 + + V8W в пределах 35—45 % позволяет стабилизировать Р-фазу металла шва и тем самым практически сохранить исходный уровень пластичности при изгибе при последующих нагревах до 250 °С. При дальнейшем повышении содержания ванадия в металле шва устойчивость p-твердого раствора остается такой же, как у сплавов с низким содержанием ванадия.

Технология сварки плавлением титана с коррозионно-стойкими сталями с применением вставки из ванадия описана в работе [113].

При соединении титановых сплавов ОТ4, ОТ4-1 со сталью 08Х15Н5Д2Т с применением вставки из ванадиевого сплава вначале сваривают титан с ванадиевым сплавом. При этом во избежание пере­грева ванадиевого сплава ширина полосы последнего составляет 40—50 мм. Автоматическую аргонодуговую сварку выполняют на постоянном токе прямой полярности на медной подкладке с форми­рующей канавкой. Ширина канавки 6—8 мм, глубина 0,5—0,8 мм. Сварку встык титановых сплавов с ванадиевым сплавом толщиной 1—1,5 мм выполняют при смещении вольфрамового электрода отно­сительно продольной оси на 1 мм в сторону ванадиевого сплава (табл. 26).

Сварные соединения титановых сплавов ОТ4, ОТ4-1 со сплавом V8W подвергают стабилизирующей термообработке в вакууме по режиму: Т = 560 °С, t = 1 ч. После сварки от ванадиевого сплава отрезают полоску шириной 8—15 мм, к которой и приваривают сталь.

Электронно-лучевую сварку титановых сплавов ОТ4, ОТ4-1, ТС5 с ванадиевым сплавом V8W толщиной 1—1,5 мм выполняют при смещении луча на 1—1,3 мм в сторону ванадиевого сплава, а сварку сталей 08Х15Н5Д2Т, 09X16Н4Б с ванадиевым сплавом V8W при смещении луча на 1,1 мм в сторону стали (табл. 27).

При сварке тел вращения или труб из стали и титанового сплава при использовании ванадиевого сплава в виде кольцевой вставки— кольца, последние изготовляют сварными или бесшовными, напри­мер, методом выдавливания на токарно-давильном станке или штам­повкой с глубокой вытяжкой. Ванадиевые кольца изготовляют электронно-лучевой, автоматической аргонодуговой сваркой с мест­ной или общей защитой или ручной аргонодуговой сваркой в спе-

циальной камере с применением присадочного металла того же состава, что и основной. Кольца, выполненные аргонодуговой сваркой, рекомендуется подвергать вакуумному отжигу по режи­му: Т = 1050 °С, t = I ч, вакуум в печи не менее 0,00665 Па. Ширина кольца из ванадиевого сплава 8—15 мм.

Кольцевой шов титана с ванадиевым сплавом сваривают в первую очередь. При этом вольфрамовый электрод смещают от продольной оси стыка в сторону ванадия на 1 мм. В качестве присадочного металла применяют сварочную проволоку ВТ 1-00 диаметром 1,5— 2 мм. Соединения после сварки подвергают стабилизирующему отжигу по режиму: Т = 560 °С, t = 1 ч, вакуум в печи 0,0133 Па. Кольцевой шов стали с ванадиевым сплавом V8W сваривают во вто­рую очередь при смещении вольфрамового электрода от продольной оси стыка в сторону стали на 1 мм. В качестве присадочного металла применяют сварочную проволоку 08Х15Н5Д2Т (табл. 28).

Сварные соединения титанового сплава ОТ4 со сталями 08Х15Н5Д2Т, 08Х18Н10Т, выполненные через вставку из ванадие­вого сплава по оптимальной технологий, характеризуются удовлетво­рительной прочностью при кратковременном и длительном статиче-

ском растяжении в интервале температур 20—300 °С, а также в усло­виях повторных статических и циклических нагружений (табл. 29).

Сварка титана с алюминием. Титан и алюминий характеризуются существенными различиями в физических свойствах и кристалличе­ском строении. Диаграмма состояния относится к системам с пери - тектическим превращением. В системе Ті—А1 протекают три пери- тектические реакции: первая — при температуре 1460 °С с образо­ванием у-фазы, представляющей собой химическое соединение типа TiAl, содержащее 36,03 мас. % А1; вторая — при температуре 1340 °С с образованием соединения ТіА13, содержащего 60—64 мае. % А1; третья — с образованием твердого раствора титана на основе алюминия из расплава, содержащего 0,15 мас. % Ті. Предельная растворимость титана в алюминии весьма мала и составляет 0,26— 0,28 % при температуре 665 °С. С понижением температуры раство­римость становится еще меньше и достигает при 20 °С 0,07 мае. %. Алюминий в титане образует ограниченные области а - и (5-растворов. В связи с этим при сварке титана с алюминием при расплавлении обоих металлов не представляется возможным получить металл шва в пределах взаимной растворимости этих элементов. При расплавле­нии этих металлов неизбежно образование химических соединений титана с алюминием, что приводит к получению хрупких швов, не­пригодных к эксплуатации.

Титан с алюминием и его сплавами успешно соединяют сваркой давлением за счет совместного деформирования. В работе [93] при­ведены результаты холодной сварки титана ВТ1-0 с алюминиевым сплавом АМгб. С целью получения качественных стыковых соедине­ний процесс осадки соединяемых цилиндрических образцов цикличе­ски повторялся. Титаноалюминиевые соединения имели сгв = 304 - s - - s-310 МПа.

Способ получения титаноалюминиевых переходных элементов трубопроводов с помощью холодной сварки путем совместного де­формирования заготовок [93, 139] заключается в следующем: алю­

миниевую заготовку совмещают с титановой, цилиндрическая по­верхность которой имеет кольцевые канавки и выступы. По торцу стального кольца прикладывают осевое усилие, обжимающее заго­товку при перемещении кольца в заданное положение. Канавки на титановой заготовке при обжатии заполняются алюминием, созда­вая контакт между соединяемыми заготовками. Исследования про­водили на натурных титаноалюминиевых переходниках с внутрен­ним диаметром 10—100 мм. Титаноалюминиевые сварные соединения, выполненные по указанной технологии, характеризуются высокой работоспособностью. Сварные соединения сохраняют герметичность после 1000 циклов охлаждения в жидком азоте с последующим нагре­вом до +100 °С со скоростью 200—450 °С/мин. При циклических испытаниях давлением 0—100 МПа с периодической проверкой гер­метичности соединения гелием потери герметичности не наблюдалось. При испытании сварных титаноалюминиевых переходников до раз­рушения разрыв происходил по алюминиевой трубе около переход­ника. В работах [62, 72, 166] определены оптимальные параметры клинопрессовой сварки титанового сплава ОТ4 с алюминиевыми сплавами АД1, АМгЗ, АМгб. Сочетания высокой степени пластиче­ской деформации, температуры нагрева и времени процесса создают благоприятные условия для получения надежного соединения ти­тана с алюминиевыми сплавами.,

Вопросы сварки взрывом титана с алюминиевыми сплавами осве­щены в работе [152]). Исследователями определены оптимальные условия получения сваркой взрывом двухслойных заготовок ВТ 1-0+ +АД1 с толщинами листов металлов 8 + 1,5 мм соответственно и трехслойных ОТ4 + АД1 + АМгб с толщинами листов 10 + 2 + + 6 мм соответственно. Установлена зависимость формирования и свойств соединения от режимов сварки. При скоростях соударения свариваемых пластин ~400—600 м/с соединение имеет ав = 100-^- - И20 МПа, что соответствует прочности АД1 в упрочненном при взрывном нагружении состоянии.

При диффузионной сварке титана с алюминием [А. с. № 266536 (СССР)] получены соединения титана ВТ1-0 с алюминием АД1 при режиме сварки: Т = 520—540 °С, t = 60 мин. Указанные соедине­ния имели ав с 90 МПа и а = 180°.

В работе [36] исследованы соединения биметалла АД1 + ВТ1-0, полученного горячей прокаткой при температуре ~420 °С. Толщина слоев составляющих биметалла: алюминия 7 мм, титана 1 мм.

В связи с большой разницей в температурах плавления титана и алюминия сварка плавлением этого сочетания возможна при рас­плавлении только алюминия. Установлены допустимые временно­температурные условия взаимодействия титана с алюминием, су­ществование периода задержки образования интерметаллических соединений по линии контакта твердый титан — жидкий алюминий. Так, при температуре жидкой ванны алюминия 700 и 800 °С и вы­держке 15 с образования интерметаллидов не наблюдалось. При больших выдержках, а также при температуре ванны 900 °С и выше образуется фаза ТіА13.

Технологический процесс необходимо выбирать таким, чтобы температура в месте контакта алюминия с титаном не превышала 850 °С. Поэтому при существующих методах сварки плавлением титана с алюминием до расплавления доводят только алюминий, ко­торый, смачивая титан, образует с ним соединение. Таким способом возможно получение нахлесточных соединений титана с алюминием. Непосредственная сварка титана с алюминием при расплавлении только алюминия требует строгого соблюдения технологии сварки и не всегда дает стабильные результаты. Поэтому предложен способ соединения титана с алюминием с предварительным нанесением слоя алюминия на кромку титана методом наплавки или алитирования титановой кромки в расплаве технического алюминия.

В работе [11 ] даны рекомендации по алитированию титана в рас­плаве алюминия под флюсом. При такой технологии возможно полу­чение слоя алюминия, прочно сцепленного с титаном.

При сварке титановых сплавов ВТ1-0, ОТ4, ВТ5-1 с алюминием и алюминиевыми сплавами АМгб, Д20, АД1 на предварительно али - тированную титановую кромку наплавляют слой алюминия. При толщине титанового листа более 8 мм режим наплавки следующий: /св = 170-S-180 А, t/д = 18-^20 В, диаметр присадочной проволоки

5— 8 мм, расход аргона 16—18 л/мин. После механической обработки наплавленной кромки ее стыковали с алюминиевой и сваривали с при­менением присадочной проволоки состава, соответствующего со­ставу свариваемого алюминиевого сплава. Временное сопротивление таких соединений (110—270 МПа) зависит от толщины слоя наплав­ленного алюминия, которая не должна превышать 1—1,5 мм. Сварные соединения имеют угол изгиба 17—30 °. Соединения обладают удов­летворительной стойкостью при усталостных испытаниях. Соедине­ния титанового сплава ОТ4 с алюминиевым АМгб выдержали испы­тания в течение 50—79,7 тыс. циклов.

Сварка титана с медью. Титан и медь резко отличаются по физи­ческим свойствам, типам кристаллических решеток и размерам атомных радиусов (см. табл. 1).

Титан с медью, так же как и с железом, образуют систему с огра­ниченной растворимостью и эвтектоидным распадом P-фазы. В этой системе образуются интерметаллические соединения (Ti2Cu, TiCu и, TiCu3, содержащие 39,88, 57,0 и 79,92 мае. % Си соответственно) и легкоплавкие эвтектики (при 66 и 43 % Си с температурой плавле­ния 885 и 955 °С). Максимальная растворимость меди в a-Ti состав­ляет 2,1 мае. % и в р-Ті — 13,4 мас. % при 990 °С, растворимость титана в меди при 400 °С — 0,4 мае. %. В связи с этим при сварке плавлением меди с a-Ti при расплавлении обоих металлов не пред­ставляется возможным получение металла шва в пределах взаимной растворимости этих элементов. При расплавлении этих металлов неизбежно образование легкоплавких эвтектик и интерметалличе­ских фаз, что обусловливает возникновение трещин в сварных со­единениях.

Для соединения титана с медью и ее сплавами перспективны спо­собы сварки в твердом состоянии. В работах [12, 111] дан подроб­ный анализ технологии получения, исследованы механические свой­ства и переходные структуры соединений титана и его сплавов с медными сплавами методом совместной прокатки. Непосредствен­ная прокатка титана с медью приводит к образованию интерметал­лических фаз, поэтому при изготовлении биметалла титан—медь рекомендуется применение ниобиевых прокладок толщиной 0,1—

1,5 мм.

В работе [111] исследована сварка взрывом титановых сплавов ВТ1-0, ОТ4, Ti3A137Nb с медью МЗр. Получены соединения, равно­прочные нагартованной меди, подвергшейся наклепу в результате соударения пластин в процессе сварки, с временным сопротивлением соединений 270—332 МПа. Металлографическими исследованиями обнаружены локальные участки интерметаллидов типа Ti3Cu и TiCu на границе контакта титана с медью. Нагрев соединений до температуры 500 °С и выше приводит к образованию сплошной про­слойки интерметаллидов и снижению временного сопротивления сварных соединений.

В связи с этим для получения соединений а-титановых сплавов с медью МЗр стабильного качества сварку взрывом производят с при­менением промежуточного слоя — ниобия. Толщина ниобиевой про­слойки зависит от толщины свариваемых металлов и изменяется в пределах 0,3—1 мм при толщине титановых листов 5—15 мм и медных 3—8 мм. Временное сопротивление таких соединений в со­стоянии после сварки равно 270—300 МПа. При высокотемператур­ном нагреве (850—900 °С, выдержка 1 ч) образования хрупких про­слоек в сварных соединениях не наблюдалось [111].

Диффузионная сварка титана с медью без применения промежу­точных металлов обеспечивает получение соединения в узком тем­пературно-временном интервале. Оптимальным для соединения ти­тана ВТ1-0 и меди М1б считается режим диффузионной сварки: Т = 850 °С, t — 10 мин, р = 5 МПа, вакуум 0,0133 Па.

В работе [12] исследована диффузионная сварка титана с медью через жидкую фазу, образующуся в результате нагрева соединяемых деталей до температуры плавления эвтектики при сварке сплавов ОТ4 + БрХ1 по оптимальному режиму (Т = 750 °С, t = 15 мин, р = 15 МПа). Временное сопротивление отдельных образцов дости­гало 300 МПа. При испытании разрушение образцов происходит хрупко по поверхности контакта промежуточной фазы и титанового сплава.

Режимы сварки и временное сопротивление сварных соединений титановых сплавов ОТ4 и ВТ14 с медью МЗр и бронзой БрХ1, вы­полненных диффузионной сваркой с применением прослоек молибдена и ниобия, приведены в табл. 30 [93].

Для сопоставления в табл. 30 приведено временное сопротивление сварных соединений, выполненных бее прослойки. При сварке с прослойками более высокое временное сопротивление получено при диффузионной сварке с печным нагревом. Результаты исследо­вания холодной сварки сдвигом титана с медью приведены в ра­боте [93].

При холодной сварке на со­единяемых поверхностях преду­сматривают выступы и соответ­ствующие им впадины; при со­прикосновении свариваемые по­верхности деталей должны нахо­диться под углом к направлению сжимающего усилия. Временное сопротивление сварных соедине­ний возрастает вдвое, если вы­ступы расположить на более мяг­ком металле и вдавливать их во впадины на твердом. Сварку плав­лением этого сочетания металлов осуществляют при расплавлении только более легкоплавкого ме­талла — меди. При таком спо­собе соединения с целью преду­преждения образования хрупкой интерметаллической прослойки на границе сплавления титана с медью в процессе сварки необ­ходимо максимально ограничивать продолжительность взаимодействия жидкой меди с твердым ти­таном.

В условиях электронно-лучевой сварки тонколистовых титана и меди на жестких режимах возможно получение соединений с удов­летворительными механическими свойствами при плавлении только меди. Так, при соединении деталей (толщиной 0,5—1 мм) внахлестку с отбортовкой меди возможно получение пластичных соединений, равнопрочных меди. При сварке встык титана с медью и сплавом БрХ1 (толщиной 1 мм) возможно получение бездефектных швов с удовлетворительным формированием, однако такие швы характе­ризуются низкими механическими свойствами (а = 15-^20°, ств = = 54/-И05 МПа). Металл шва соединений имеет крупноигольчатое строение с неравномерной твердостью.

В работе [11] прйведены результаты аргонодуговой сварки (5- титановых сплавов ВТ 15 и Ti3A137Nb с медью МЗр толщиной 2 и 5 мм. На титановую кромку предварительно методом плазменной металлизации наносили медное покрытие толщиной 0,15—0,25 мм. Сварку выполняли при смещении электрода*ют~оси стыка в~сторону меди на 2,5—4,5 мм. При сварке пластин толщиной 3 и 5 мм тита­новую кромку разделывали под углом 45° (табл. 31). ^

Электронографическое исследование изломов показало, что по линии сплавления титановых сплавов с медью возникают интерме - таллиды типа Ti3Cu и TiCu. Последующие нагревы таких соединений до температуры 400— 500 °С снижают прочность и пластичность. При сварке титановых сплавов с медными для промежуточной вставки возможно использование титанового сплава со стабильной fJ-струк-

Режимы аргонодуговой сварки встык и механические свойства Р-титановых сплавов с медью

турой. Однако сварные соединения титановых сплавов с медными, выполненные со вставкой из Р-титанового сплава, отличаются боль­шим разбросом значений углов изгиба (~28—112°). В металле шва отмечается образование прослоек с высокой микротвердостью (4700— 4800 МПа). При таком способе сначала сваривают медный сплав со вставкой-полоской из промежуточного металла, затем к ней при­варивают титан.

Сварные соединения титана с хромистой бронзой, выполненные со вставкой из тугоплавких металлов (табл. 32), достаточно пластичны. Угол изгиба соединения БрХ1 со сплавом ниобия, ванадием или тан­талом при электронно-лучевой сварке составляет, как правило, 180°, при аргонодуговой — 120—160°. Ударная вязкость соединений (толщиной 5 мм) 700—800 кДж/м2.

Временное сопротивление сварных соединений БрХ1 + тугоплав­кий металл + ОТ4, выполненных электронно-лучевой или аргоно­дуговой сваркой, определяется временным сопротивлением медного сплава и составляет при 20 °С 300 МПа, при 200 °С 200 МПа, при 400/С 150 МПа, при 600 °С 90—100 МПа. Разрушение сварных соединений при испытании происходит по границе шва с медным сплавом.