 |
Реклама. ООО ГК "Велунд Сталь Сибирь" ИНН 5405075282 Erid: 2SDnjf1Guop
| |
На прочностные и пластические характеристики шва влияют четыре основные фактора:
1) химический состав металла шва, обусловливающий его фазовый состав, зависящий от выбранной системы легирования металла шва через присадочную проволоку, и соотношения основного и присадочного металла при изменении способов сварки и видов разделки кромок;
2) фазовые превращения, происходящие в металле шва при охлаждении, а также при повторном высокотемпературном нагреве в условиях многослойной сварки;
3) структурные и фазовые изменения легированного металла шва в зависимости от последующей термической обработки (стабилизирующего отжига или закалки и старения);
4) воздействие различного рода дефектов и, особенно пористости, на статические, малоцикловые и усталостные характеристики, связанные с «водородным» механизмом разрушения, характерным для металла шва рассматриваемой группы а+р-сплавов титана.
Изменение содержания а-стабилизирующих и нейтральных элементов не приводит к изменениям структуры шва, сохраняя мартенситоподобную а`-фазу. Увеличение концентрации легирующего элемента приводит к укреплению игл и огрублению структуры.
Влияние различных в-стабилизаторов проявляется на изменении фазового состава и структуры сплава. А. И. Хорев предлагает воздействие этих элементов оценивать по условному эквиваленту содержания молибдена по формуле
СКэл · хмо/СКмо = уэл
где СКэл - критическая концентрация в-стабилизирующего элемента, при которой в сплаве при закалке фиксируется в-фаза; хмо - содержание молибдена в оплаве; СКмо - критическая
концентрация молибдена; уэл - содержание легирующих элементов условно эквивалентное содержанию молибдена.
При наличии в шве в-стабилизаторов его структуру независимо от типа элементов можно разделить на четыре основные группы:
1. Структура а`, выделившаяся внутри зерен высокотемпературной в-фазы при суммарном содержании в-стабилизаторов до 2,5-3,5% по молибденовому эквиваленту.
2. Двухфазная a`+в-структура при концентрации в-стабилизатора 3,5-6,0% с характерным крестообразным выделением а`-фазы в матрице в-фазы. Для швов указанного типа количество в-фазы по данным рентгеноструктурного анализа не превышает 20-30%.
3. Двухфазная a + в-структура с мелкодисперсной а-фазой, характерная для концентрации в-стабилизирующих элементов 6,0-11,0%. В этом случае количество в-фазы в швах может составлять 75-85%.
4. Однофазная структура со стабильной в-фазой, характерная для швов с суммарным содержанием легирующих элементов, по молибденовому эквиваленту выше критической концентрации СКмо.
В швах 2, 3 и 4-й групп при однопроходных способах сварки и при многопроходных способах, вызывающих повторный высокотемпературный нагрев и частичное расплавление металла предыдущих слоев, возможно образование в-фазы в связи с резко изменяющимися условиями сварки и микронеоднородностью высоколегированного металла. Образование в-фазы резко снижает пластические характеристики металла шва и его способность противостоять циклическим нагрузкам.
Увеличение количества в-стабилизаторов ведет к повышению степени пересыщения а`-фазы металла шва. в-стабилизаторы по степени повышения прочности и снижению пластичности располагаются в следующем порядке: V, Мо, Мп, Fe, Сr.
Легирование металла шва элементами, резко понижающими пластичность, ведет к образованию более дисперсной и хрупкой а`-фазы.
Из всех рассмотренных элементов меньше всего снижают пластичность изоморфные в-стабилизаторы V и Мо, а также эвтекто-идообразующий элемент - медь.
С. М. Гуревич и Л. А. Груздева отмечают, что для кривых изменения прочности и пластичности в зависимости от степени легирования характерно наличие максимумов и минимумов.
Увеличение содержания в шве в-стабилизаторов ведет также к появлению структурной неоднородности, вызванной ликвацией легирующих элементов.
При изучении неоднородности распределения легирующих элементов в сварных сплавах ВТ6, ВТ14 и ВТ22 на рентгеновском микроанализаторе обнаружено, что при увеличении содержания свыше 5%V, > 3%Мо, > 1,8%Сr и > l,2%Fe значительно увеличивается неоднородность их распределения и образуются широкие зоны по границам зерен. Из указанных элементов особенно неравномерно распределяются молибден, хром и железо. Отмечено аналогичное явление, вызванное выпадением а-фазы по границам зерен на сплавах, легированных большим количеством марганца. В то же время микроструктурные исследования, выполненные И. И. Титаренко на швах, содержащих ограниченное количество в-стабилизаторов (до 4,0% V и до 2,5% Мо), показали равномерное распределение легирующих элементов как по зерну, так и по поперечному сечению шва.
На степень внутризеренной ликвации в металле шва кроме легирования влияет также скорость охлаждения. При малых скоростях охлаждения, характерных для процесса сварки металла большой толщины, возможно усиление ликвации. С повышением скоростей охлаждения, когда механизм кристаллизации становится бездиффузионным, степень неоднородности уменьшается. Исследованиями С. 3. Бокштейна подтверждается влияние скорости охлаждения на возникновение концентрационной микронеоднородности в процессе полиморфного превращения, и зависимость критической скорости охлаждения, при которой подавляется процесс сегрегации примесных атомов, от состава сплава.
Указанные предпосылки использованы при выборе систем легирования и разработке присадочных проволок для сварки двухфазных а+в-сплавов титана с различным содержанием элементов в-стабилизаторов ВТ20, ВТ6С, ВТ6, ВТ14 и ВТ22. При этом основывались на следующем:
1. Суммарное количественное содержание в-стабилизаторов в шве должно быть снижено по сравнению с основным металлом, особенно при многопроходной сварке металла большой толщины. В этом случае наиболее рационально использовать способ конструктивного усиления в зоне расположения шва.
2. Для всей группы указанных сплавов оптимальное сочетание прочностных и пластических свойств металла шва может быть получено только в отожженном состоянии, а необходимый уровень прочности более правильно достигать путем легирования через присадочный металл или увеличением доли участия основного металла в шве, чем. путем упрочняющей термической обработки менее легированного металла шва.
На сплаве типа ВТ6С получить шов, равнопрочный основному металлу и сохраняющий высокую пластичность, можно применением присадочной проволоки, близкой по составу к основному металлу. На всех более легированных сплавах большой толщины такой выбор системы легирования шва не пригоден из-за значительного понижения пластичности металла шва (табл. 15).
При исследовании нескольких плавок присадочных проволок ВТ6св с содержанием 3,21-3,45% V и изменяющимся содержанием А1 в пределах 2,7-4,2% во всех случаях получены одинаковые прочностные и пластические характеристики металла шва. Эти результаты показывают, что для свойств сварного шва основное значение имеет содержание в нем элементов в-стабилизаторов. Аналогичные выводы сделаны М. К. Макквиллэн, Е. Ф. Грабиным и др., исследовавшими сплав Ti-6А1-4V (ВТ6). При сварке сплавов, содержащих более 3% p-стабилизаторов в металле шва, его пластичность, как правило, уступает пластичности основного металла и шов становится склонным к хрупкому разрушению.
На близких по составу сплавах Ti-6А1-4V (ВТ6) и Ti-6А1 - 4V-2Sn большинство исследований посвящено сварке металла толщиной более 10 мм. Металл шва указанных сплавов обладает пониженной пластичностью вследствие образования пересыщенной а`-фазы. При этом механические свойства и твердость металла шва определяются фазовым составом и формой образующихся фаз.
 Исследования структуры и свойств сварного шва сплава ВТ6 толщиной 6 мм, выполненного четырьмя присадочными проволоками состава, соответствующего сплавам ВТ1-0, ВТ5-1, ВТ6 и ВТ14 с постепенно возрастающим суммарным количеством p-стабилизаторов, показали изменение формы выпадающей а`-фазы и сопутствующее изменение прочности, пластичности и твердости металла шва (табл. 16).
 Для структуры шва, выполненного проволокой из технического титана ВТ1 и ВТ5-1, характерно наличие игольчато-пластинчатой а`-фазы. При сварке проволокой ВТ6 (Ti-5,5А1-3,9V) структура состоит также из игольчатой а`- и незначительного количества в-фазы, залегающей в виде прослоек между игольчатыми выделениями а`-фазы, что обнаруживается при электронно-микроскопическом исследовании. Игольчатые выделения а`-фазы тоньше и мельче. При использовании проволоки ВТ14 (Ti-5,0А1-1,2V- 2,4 Мо) иглы а`-фазы более дисперсны и количество остаточной р-фазы возрастает. Одновременно отмечается максимальная твердость шва (до HV 325) (рис. 36).
Влияние увеличения легирования p-стабилизаторами на характеристики металла шва проявляется при сварке сплавов ВТ14, ВТ23 и особенно ВТ22.
Уменьшить падение пластичности шва сплава ВТ14 можно применением присадочных проволок из нелегированного титана или с содержанием до 1,0-1,5% в-стабилизаторов. Использование при сварке малых толщин сплава ВТ14. более легированных присадочных материалов нецелесообразно из-за высокой доли участия основного металла в металле шва. В случае использования высоколегированных присадочных металлов пластичность сварного шва резко понижается.
При сварке сплава ВТ14 и особенно сплава ВТ22 возникает общая для всех высоколегированных а+в-сплавов проблема получения оптимального химического и фазового состава металла сварного шва применением присадочных проволок, отличающихся по составу от основного металла.
Аналогичную проблему решали при сварке самых различных композиций сплавов большой толщины, таких как Ti-6А1-4V; Ti-6А1-6V-2,5Sn; Ti-6A1-4Zr-2Mo; Ti-7A1-2Nb-ITa. При этом был выбран общий путь создания присадочных металлов- для каждого сплава разрабатывали свою марку присадочного металла аналогичной с основным металлом системы легирования и с уменьшенным количество p-стабилизаторов. Такие присадочные металлы позволяют сохранить удовлетворительную пластичность металла шва при сварке сплавов большой толщины, однако при одной строго определенной доле участия основного металла в металле шва.
Для сварных швов легированных а+р-сплавов титана существует прямая связь между химическим составом шва, его прочностными и пластическими характеристиками. Причем, по данным авторов настоящей книги, а также литературным сведениям, зависимость эту можно представить в виде прямой линии (рис. 37). Таким образом, использование присадочных проволок близкого к основному металлу состава вынуждает вести сварку в очень узком диапазоне режимов и со строго определенным типом разделки кромок, чтобы избежать возможных отклонений в химическом составе и, как следствие, резкого понижения пластических свойств шва.
Возможен и выбран другой путь создания легированной присадочной проволоки, позволяющий получить оптимальное соотношение прочностных и пластических свойств при сварке всей группы а + в-сплавов титана большой толщины.
При разработке присадочных материалов исходили из следующих предпосылок:
1. Сварные швы должны иметь наибольшую работоспособность при статических и, особенно, циклических нагрузках. Следовательно, металл шва независимо от вида термической обработки основного металла должен оставаться в отожженном состоянии с достаточно высоким запасом пластичности.
2
. Состав присадочного металла должен обеспечивать его применение при различных видах сварки плавлением - однопроходной и многопроходной без образования промежуточных хрупких фаз при повторных нагревах и частичном расплавлении металла шва.
3. Швы, выполненные с присадочным металлом, должны иметь при определенных характеристиках пластичности и достаточно высокую прочность, чтобы устранить необходимость слишком большого конструктивного усиления свариваемых кромок, которое может привести к повышению концентрации напряжений по галтелям перехода. Именно это явление наблюдается при сварке высоколегированных сплавов большой толщины с использованием присадочных металлов ВТ1-0 и ВТ2 (Ti - 3 % А1); в этом случае сварные швы характеризуются низкими значениями прочности (табл. 17).
4. Температура а>в-превращения присадочной проволоки должна быть заведомо выше температуры превращения свариваемых сплавов для того, чтобы металл шва оставался в отожженном состоянии при проведении после сварки упрочняющей термической обработки основного металла, либо для обеспечения возможности выполнения высокотемпературного стабилизирующего отжига.
Всем указанным требованиям отвечает система Ti-Al-V, являющаяся основой для большинства применяемых а+в-сплавов титана.
Для предотвращения понижения пластичности и облегчения процесса волочения проволоки при ее изготовлении, что также является одним из основных требований при разработке серийно выпускаемой промышленностью электродной проволоки, содержание в-стабилизатора ванадия было снижено до 3,5-4 %.
В то же время выбранная система легирования должна обеспечивать сочетание достаточно высокой прочности металла шва с наибольшей ударной вязкостью как в отожженном, так и в термоупрочненном после сварки состоянии.
Учитывая приведенные требования к присадочной проволоке, было решено создать сплав, совместимый по системе легирования со сплавами ВТ6С, ВТ6, ВТ14 и с уменьшенным содержанием в-стабилизаторов по сравнению с основным металлом.
Для облегчения процесса волочения проволоки содержание алюминия снижено до 3,5-4,5% по сравнению со сплавами ВТ6С и ВТ6. Для сохранения пластичности металла шва определяли оптимальное содержание изоморфного в-стабилизатора ванадия, введением которого стремились повысить прочность шва. Свойства металла шва после различных вариантов термической обработки определяются соотношением а- и в-фаз, их формой и концентрацией ванадия в фазах, поэтому с целью снижения неоднородности распределения и уменьшения вероятности образования метастабильных фаз, вызывающих охрупчивание, было принято содержание ванадия не более 3%.
На основе указанной системы легирования были изготовлены несколько составов проволоки, названной ВТ6св, с переменным содержанием алюминия и ванадия (табл. 18).
Необходимо отметить, что ранее сделанные попытки выпуска качественной сварочной проволоки, состав которой полностью совпадал с составом сплава ВТ6, успеха не имели. Поверхность проволоки получалась низкого качества, наличие на ней газонасыщенного слоя вело к увеличению газосодержания металла шва.
На опытных партиях проволоки отработана общая технологическая схема изготовления легированных присадочных проволок, включающая прессование электродов с двойным переплавом, получение промежуточной заготовки, прокатку и отжиг катанки, волочение проволоки и ее дегазацию. Основным требованием к шихте являлось минимальное содержание примесей, ввиду этого использовали титановую губку ТГ-110, алюминий марки А-00 и лигатуру А1-V, изготовленную на химически чистой пятиокиси ванадия.
Результаты исследования выпущенных партий проволоки различного состава показали, что повысилась стабильность механических свойств и увеличилось число изгибов, а содержание газов не превышает величин, допускаемых для сварочной проволоки из нелегированного титана (табл. 19).
С целью определения температуры а>в-превращения и выбора оптимального режима упрочняющей термической обработки проведено исследование режимов термической обработки электродной проволоки. Установлено, что температура превращения составляет 920-930° С. Температуру закалки изменяли в пределах 850- 980° С, а температуру соответственно 540-500° С в течение 2 и 16 ч. По этим данным построены графики (рис. 38).
При исследовании структуры сварных швов, выполненных с проволокой ВТ6св, установлено, что для них после сварки характерна грубозернистая с четко выраженными границами зерен структура а`-фазы мартенситного типа с небольшим количеством в-фазы. Ранее выполненные работы показывают, что после сварки наибольшую пластичность, ударную вязкость и меньшую склонность к замедленному разрушению имеют легированные швы со структурой мелкоигольчатой а`-фазы.
Для дальнейшего повышения прочности металла шва без понижения его пластических свойств, а также получения менее грубой структуры а`-фазы, исследовали систему Ti-А1-V-Zr.
Цирконий отличается высокой растворимостью в обеих аллотропических модификациях титана, он не влияет на фазовый состав сплава. Дополнительное легирование им твердого раствора несколько повышает прочность без понижения пластичности. Цирконий способствует измельчению выпадающей а`-фазы.
Присадочная проволока системы Ti-А1-V-Zr получила обозначение СПТ2. Обе проволоки ВТ6св и СПТ2 выпускаются серийно.
 Результаты механических испытаний сварных соединений, выполненных проволокой СПТ2 на сплавах ВТ6С, ВТ6 и ВТ14 плавящимся электродом и неплавящимся электродом с присадкой, подтвердили, что с введением циркония удалось значительно повысить прочность и ударную вязкость металла шва в обоих состояниях - отожженном и термоупрочненном после сварки.
Режимы закалки и старения при термоупрочняющей обработке во всех случаях выбирали по принципу получения оптимальных механических характеристик для основного металла. В то же время этот диапазон режимов позволил получить требуемый уровень свойств швов, выполненных проволокой СПТ2. Закономерность изменения механических свойств основного материала и сварных соединений сплава ВТ14 в зависимости от режимов термической обработки показана на рис. 39. Из приведенных данных видно, что закалка с температуры 870° С и старение при 540° С дают наилучшее сочетание вв и вн как для основного металла, так и для металла шва (табл. 20).
Результаты исследования микроструктуры швов, сваренных различными присадочными проволоками, показали, что мартенситный рельеф а`-фазы металла шва с проволокой СПТ2 мельче и плотнее, чем шва с проволокой ВТ6св. Закалка из а + в-области с последующим старением приводит к распаду в-фазы с сохранением игольчатой мартенситной ориентировки внутри зерна. Замеры твердости по Роквеллу показывают, что металл шва имеет твердость, близкую к основному металлу в отожженном и термоупрочненном после сварки состояниях.
Оценку склонности металла шва к хрупкому разрушению проводили совместно с Б. А. Дроздовским по его методике - при ударном изгибе образцов с заранее нанесенной трещиной на сплавах ВТ6, ВТ14 и ВТ22.
Заготовки образцов вырезали из основного металла и различных зон сварного соединения с припуском по 0,5 мм на сторону, затем проводили термическую обработку по двум вариантам: отжиг и закалка+старение. После термической обработки образцы окончательно шлифовали и наносили на них треугольные надрезы. В основании надрезов на резонансном вибраторе повторным на-гружением за 5000-10 000 циклов создавали усталостную трещину глубиной 1,5 мм. Испытания на удар выполняли на маятниковом копре фи запасе энергии 15 кгс•м.
Характеристикой способности сопротивляться хрупкому разрушению является удельная работа разрушения
где Ат.у - полная работа разрушения, полученная при испытании; h - высота сечения образца; t - толщина образца.
Результаты испытаний металла шва, полученного при различных видах сварки: многопроходной аргонодуговой сваркой неплавящимся электродом с подачей присадочной проволоки и однопроходной плавящимся электродом в отожженном состоянии и после термоупрочняющей обработки, представлены на рис. 40.
Отжиг проводили по следующему режиму: нагрев при 750° С, выдержка 1 ч, охлаждение с печью до 400° С, затем - на воздухе. Упрочняющая термическая обработка заключалась в закалке с 710° С и старении при 540° С в течение 12 ч. Для сравнения на диаграмме (рис. 40) приведены показатели ат.у основного металла и сварных соединений стали 30ХГСНА, выполненных под флюсом АН-15М с электродной проволокой 20Х4ГМА, после термической обработки на σв= 165(-5+15) кгс/мм2.
Испытания подтвердили, что металл шва, выполненный средне-легированной присадкой СПТ2 независимо от вида сварки и последующей обработки на всех исследованных сплавах, имеет достаточный запас пластичности и не склонен к быстрому развитию трещин.
Механические свойства сварного соединения сплава ВТ14 большой толщины исследовали при различной последовательности упрочняющей термической обработки по следующим вариантам: сварка + закалка + старение; закалка + сварка + старение; закалка + старение + сварка.
Результаты исследования показали, что прочность и ударная вязкость соединений, выполненных ручной и автоматической сваркой неплавящимся электродом с присадкой СПТ2 и плавящимся электродом указанной проволокой, независимо от последовательности термической обработки меняются незначительно и составляют:
σв шва = 92 - 100 кгс/мм2; ан шва =4,5 кгс•м/см2; ан зоны = 3,0 кгс•м/см2.
 Поэтому для сплава ВТ14 большой толщины кроме отожженного состояния можно применять вариант сварки предварительно закаленного металла с общим старением всей сварной конструкции после сварки, что позволяет понизить остаточные напряжения и обеспечить достаточную пластичность металла шва.
Применение присадочной проволоки при сварке опытного сплава ВТ23 с более высоким содержанием в-стабилизаторов по сравнению со сплавом ВТ14 позволило повысить пластические характеристики сварных соединений. Лучшие результаты по данным авторов настоящей книги и А. И. Хорева получены при использовании присадочной проволоки СПТ2. В табл. 21 приведены результаты испытаний на ударную вязкость металла швов сплава ВТ23 толщиной 3,0 мм, сваренных с различными присадочными проволоками.
Основные направления в выборе системы легирования, изложенные в этом параграфе, полностью подтвердились при исследовании свариваемости и выборе способов сварки высоколегированного а + в-сплава критического состава ВТ22.
При сварке металла малой толщины (до 3,0 мм) при образовании шва путем непосредственного проплавления основного металла не удается получить пластичный металл шва. Швы характеризуются низкой ударной вязкостью (1,0-1,5 кгсм/см2), малым углом изгиба и высокой твердостью даже в отожженном состоянии, поэтому при сварке сплава ВТ22 толщиной до 3,0 мм рекомендуется применять разделку кромок и сварку вести с присадкой ВТ 1-0 или ВТ1-00.
По данным М. А. Фаломеевой и Н. Н. Мануйлова механические характеристики металла шва зависят от доли участия присадочной проволоки в формировании шва: увеличение доли участия присадки ВТ1-00 от 0 до 60% вызывает понижение предела прочности металла шва от 105 до 70 кгс/мм2 и увеличение угла изгиба с 30 до 60°.
Высокие показатели прочности и пластичности на сплаве ВТ22 толщиной более 3,0 мм обеспечиваются на всем диапазоне толщин применением при сварке присадочной проволоки СПТ2.
При сварке сплава ВТ22 большой толщины особенно подтверждается зависимость свойств металла шва от выбранного присадочного материала и доли участия основного металла в формировании шва. Например, при толщине сплава 20 мм путем изменения формы разделки кромок и, следовательно, доли участия присадки СПТ2 системы Ti-А1-V-Zr и аналогичной ей по содержанию в-стабилизаторов присадки системы Ti-А1-Mo-V-Zr в металле шва от 0 (проплавление дугой или электронным лучом без присадки) до 80% можно получить металл шва прочностью 115-90 кгс/мм2 с ударной вязкостью 2,5-12 кгс•м/см2.
При сварке цилиндров и пластин толщиной 15-30 мм без присадочной проволоки механические характеристики металла шва изменялись в следующих пределах: σв= 112-117 кгс/мм2; ан= 1,5в 2,7 кгс•м/см2. Для швов, выполненных электронно-лучевой сваркой, характерна пониженная пластичность.
Кроме среднелегированных присадочных металлов были опробованы высоколегированные сплавы с содержанием в-стабилизаторов на уровне основного металла.
Возможность использования указанных присадочных металлов исследовали при однопроходной сварке плавящимся электродом и многопроходной сварке неплавящимся электродом с присадкой (табл. 22, 23, рис. 41, 42).
Исследования свойств металла шва сплава ВТ22, сваренного с различными присадочными проволоками, еще раз подтвердили, что оптимального соотношения прочности и пластичности можно достигнуть только используя среднелегированную проволоку с ограниченным количеством в-стабилизирующих элементов. Этот вывод подтверждается и результатами испытаний образцов сварных соединений сплавов ВТ6, ВТ14 и ВТ22, выполненных различными видами сварки со всеми исследованными присадками, на малоцикловую выносливость при изгибе и растяжении.
При необходимости получения более высокой прочности сварных швов на сплаве ВТ22 возможно применение в качестве присадки сплава ВТ17. При этом для улучшения пластических характеристик металла шва необходимо повышать температуру отжига (табл. 24).
При сварке плавящимся электродом кристаллы растут перпендикулярно оси шва с ярко выраженным стыком их в середине шва, а при сварке неплавящимся электродом кристаллизация веерообразная. Различий в структуре околошовной зоны в зависимости от вида сварки и состава присадочной проволоки не обнаружено.
Микроструктура сварных швов сплава ВТ22 независимо от состава присадочного материала (СПС2, ВТ17) и вида сварки состоит из а + в-фаз. Микроструктура грубозернистая с четко выраженными границами зерен. Игольчатость ω-фазы в структуре сварного шва, выполненного с присадочными материалами ВТ17 и СПТ2, незначительная. Различий в микроструктуре верха и корня сварного шва не наблюдается. Структура швов плотная, равномерная.
Испытания на чувствительность к трещине показали, что все зоны сварного соединения, выполненного с присадкой из сплава СПТ2, менее склонны к хрупкому разрушению, чем основной металл ВТ22.
Авторами данной книги совместно с Н. Ф. Аношкиным проведена работа по модифицированию сварных швов при сварке сплавов ВТ14 толщиной 5 мм и ВТ22 толщиной 20 мм путем введения модификаторов в присадочные сплавы. В качестве модификаторов были опробованы добавки рения и бора (табл. 25). Согласно полученным результатам (рис. 43) добавки рения и бора не оказывают заметного влияния на механические свойства, а также на структуру и размер зерна металла сварного шва.
Метод модифицирования металла шва путем введения добавок при многопроходной сварке не является эффективным. Кристаллизация металла шва происходит с большой скоростью от частично оплавленных зерен и введение дополнительных центров роста кристаллов не влияет на размер зерна в зоне столбчатых кристаллов. Текстура роста и степень дезориентировки столбчатых кристаллов определяются конфигурацией сварочной ванны и формой зоны проплавления основного металла, перпендикулярно поверхности которой направлен отвод теплоты, ориентирующий рост кристаллов.
Проблему уменьшения размера зерна в зоне сварного шва следует решать путем создания сплавов с мелкозернистой исходной структурой.
В то же время исследования показали, что размер зерна в металле шва и околошовной зоны средне- и высоколегированных сплавов титана незначительно влияет на механические свойства после сварки и отжига.
Главным фактором, определяющим механические свойства металла сварного шва и околошовной зоны в состоянии после сварки или отжига, является не размер зерна, а химический и фазовый состав сплава. Размер зерна следует отнести к дополнительным факторам, усиливающим воздействие химического и фазового состава сплава. | 
НОВЫЕ ОБЪЯВЛЕНИЯ
НОВОСТИ
НОВЫЕ СТАТЬИ