 |
Реклама. ООО ГК "Велунд Сталь СЗ" ИНН 7813653802 Erid: 2SDnjeTme6H
| |
Свариваемость титана и сплавов на его основе зависит от их физико-химических свойств. Наиболее важными из этих свойств являются: высокая активность титана к газам атмосферы при повышенных температурах, значительная склонность к росту зерен при нагреве и возможность образования хрупких фаз при охлаждении сварного соединения.
Сродство титана к кислороду и азоту значительно превосходит сродство к этим газам железа (рис. 8), поведение при сварке которого хорошо изучено. Образование окислов титана имеет преимущественное развитие; скорость взаимодействия титана с кислородом в 50 раз больше, чем с азотом. Резкое увеличение скорости реакции титана с этими газами наблюдается при температурах выше 600° С. Повышение температуры до 850° С способствует растворению пленки окислов в титане с последующей диффузией кислорода в глубь металла.
Азот и кислород в относительно широком диапазоне концентраций образуют с титаном твердые растворы внедрения. Эти газы резко снижают пластичность и значительно повышают твердость и прочность металла.
Чрезвычайно велико сродство титана к водороду. Растворимость водорода в титане достигает 33 ат.% и в десятки тысяч раз превосходит растворимость этого газа в железе. Способность титана поглощать столь значительные количества водорода вызвано образованием гидридов титана, которые обычно выделяются по линиям двойникования и плоскостям скольжения, поэтому увеличение содержания водорода в металле резко понижает его вязкость. С повышением температуры способность титана к образованию гидридов падает, поэтому растворимость водорода в титане уменьшается. Однако, начиная с температуры 400° С, скорость адсорбции возрастает. При высоких температурах равновесие в системе титан - водород устанавливается быстрее, чем при низких, несмотря на то, что более высоким температурам соответствует меньшая растворимость водорода.
Примеси внедрения - газы вызывают хрупкое разрушение швов, увеличивают их склонность к образованию холодных трещин, замедленному разрушению и чувствительность к надрезу.
Сопротивляемость титана образованию холодных трещин при сварке понижается с увеличением содержания водорода, азота и кислорода. Наиболее сильное вредное влияние водорода вызывает гидридное превращение, протекающее с изменением объема.
Е. А. Гусева, применив методику количественной оценки склонности швов к образованию холодных трещин, установила влияние содержания водорода, кислорода и азота на сопротивляемость швов возникновению трещин: с увеличением содержания водорода в 3 раза (с 0,0029 до 0,0096%) при незначительном изменении содержания кислорода (с 0,21 до 0,27%) и азота (с 0,032 до 0,039%) стойкость швов против образования холодных трещин снижается более, чем в 6 раз (выдержка до образования трещины по принятой методике уменьшается с 365 до 57 суток). Кроме того, от содержания кислорода и азота зависит пластичность металла. Например, с увеличением содержания кислорода с 0,13 до 0,27% и азота с 0,02 до 0,039% при увеличении водорода с 0,0083 до 0,0096% время образования трещины уменьшилось в 4,5 раза (с 256 до 57 суток).
М. X. Шоршоров и др. при изучении механизма замедленного разрушения сплавов титана применили схему Зинера и современные дислокационные модели. Установлено, что начальный этап зарождения трещин - это упруговязкое течение по границам зерен с последующим развитием упругопластической деформации в объемах, прилегающих к вершинам границ зерен. Концентрация деформации по границам постепенно понижается, и металл оказывается способным воспринимать более заметную внутризеренную деформацию. Увеличение содержания в-стабилизирующих упрочняющих элементов и примесей (кислорода, азота) вышеопределенных пределов может вызвать локализацию пластической деформации по границам зерен. Такое же действие оказывает интенсивное насыщение границ зерен вакансиями. В результате гидридного превращения происходит значительная локальная деформация по границам зерен и плоскостям скольжения, что приводит к избыточной концентрации вакансий и способствует этим зарождению холодных трещин.
С повышением содержания в-стабилизирующих эвтектоидообразующих элементов в сплаве (Мn, Cr, Fe и т. д.) склонность к растрескиванию повышается. Изоморфные в-фазе элементы (Мо, V и т. д.) не оказывают столь отрицательного влияния.
Опыт длительного хранения сварных отсеков показал, что значительные по величине остаточные напряжения в ряде соединений (например, в швах приварки штуцеров и др.) резко уменьшают сопротивляемость швов замедленному разрушению. Трещины чаще всего возникали в тех соединениях, при выполнении которых допускали нарушение технологии по обеспечению защиты шва в процессе сварки. Отжиг после сварки понижает остаточные напряжения и устраняет склонность швов к образованию трещин с течением времени.
Как правило, допускаемое содержание примесей внедрения в швах сплавов титана ниже, чем при сварке технического титана. Это вызвано охрупчивающим действием примесей и отрицательным влиянием на склонность к образованию холодных трещин, а также затруднениями, возникающими при термической обработке сварных соединений. Установлено, что содержание газовых примесей в металле шва на титане не должно превышать 0,12-0,15% по массе 02, 0,03-0,04% по массе N2 и 0,01-0,015% по массе Н2.
Для швов среднелегированных двухфазных сплавов, например ВТ14, работающих в сварных конструкциях под нагрузкой длительное время, содержание 0,015% Н2 считается чрезмерно высоким и его рекомендуется понижать. Допускаемая концентрация кислорода и азота зависит от типа сплава и системы легирования. Например, в швах сплавов титана с железом, хромом и марганцем не должно быть более 0,02% по массе N2 и более 0,1% по массе О2. В швах сплавов системы Ti-Al-V содержание 0,2% О2 и 0,08% N2 не вызывает еще заметного понижения пластичности. Наиболее жесткие требования по чистоте швов предъявляют при сварке сплавов титана с молибденом.
Водород и кислород могут вызвать пористость в металле шва. Поры в швах - наиболее распространенный дефект соединений при сварке титановых сплавов. Основной причиной пористости является водород, присутствующий в свариваемом металле в зоне дуги. Установлено, что поры образуются в результате изменения растворимости водорода в металле при повышении температуры. Предполагается, что кислород также может вызвать пористость, взаимодействуя с водородом. Азот без примесей других газов не вызывает образования пор.
По вопросу влияния газовой фазы в зоне дуги на образование пористости в литературе можно найти противоречивые данные. Например, отмечено, что с повышением содержания водорода в. газовой фазе резко увеличивается количество пор в сварных швах. Некоторые исследователи считают, что азот, кислород и водород атмосферы не основная причина пористости швов. К образованию пор приводит главным образом загрязнение основного металла и быстрое охлаждение соединения. Очистка основного металла перед сваркой и замедленное охлаждение после сварки препятствовали образованию пор. Утверждают также, что основными причинами образования пор в сварных швах являются загрязнения и твердые частицы на свариваемых кромках, на поверхности присадочной проволоки и на стенках газоподводящей системы. Поры в швах титановых сплавов могут вызвать трещины Появление холодных трещин обусловлено потерей пластичности в микрообъемах металла вблизи пор. Более склонны к потере пластичности швы, выполненные неплавящимся электродом, по сравнению с соединениями, сваренными плавящимся электродом. Это явление объясняют более длительным пребыванием металла в расплавленном состоянии (при сварке неплавящимся электродом ванна жидкого металла существует примерно в 2 раза дольше). Время пребывания металла шва в расплавленном состоянии определяет его насыщение примесями - газами.
Обнаружено, что швы на двухфазных а+в-сплавах более склонны к образованию пор, чем на однофазных в-сплавах. С увеличением числа проходов в многослойных швах количество пор возрастает. Пористость в швах зависит от погонной энергии при сварке: с повышением погонной энергии до определенных пределов количество пор резко увеличивается. При сварке сжатой дугой образование газовых полостей в металле шва вызвано нарушением динамического равновесия между давлением дуги и гидростатическим давлением жидкого металла, в хвостовой части сварочной ванны возможным отклонением дуги от нормали и др. Поры снижают механическую прочность сварных соединений и их конструктивную прочность. Пористость влияет отрицательно на циклическую прочность сварных соединений из титановых сплавов. Поры снижают также статическую прочность швов, что особенно заметно на в-сплавах типа ВТ15.
В связи с этим многие исследователи изыскивали пути устранения склонности титановых швов к образованию пор при сварке в среде инертных газов. Хорошо известно и реализуется в производственных условиях следующее: зачистка кромок непосредственно перед сваркой шабровкой или «тепловым» способом, осветление свариваемых кромок и присадочной проволоки в кислотном растворе (3-5% HF, 30-35% HNО3, остальное - вода), выбор оптимальных параметров процесса для сварки металла данной толщины и др.
При автоматической сварке титановых сплавов под бескислородными флюсами на фторидной основе поры в швах отсутствуют.
Практика подтвердила теоретически предсказанную способность фторидов, введенных в зону дуги, образовывать не растворимые в жидком металле соединения водорода и устранять пористость швов. Этот принцип в дальнейшем использовали при разработке способа сварки титановых сплавов неплавящимся электродом по слою флюса, полностью исключившего образование пор в металле шва, а также способа сварки с порошковой проволокой.
В связи с тем, что промышленность не располагает неразрушающими методами контроля газонасыщенных слоев непосредственно на сварной конструкции, следует уделять особое внимание защите свариваемой детали или зоны сварки от взаимодействия с атмосферой воздуха. Находят применение три основных способа, защиты: общая защита детали, местная защита, струйная защита.
Для сварки высокопрочных титановых сплавов наиболее целесообразно применение камер с общей и местной защитой. Применение камер с общей защитой всей детали предпочтительнее, так как обеспечивается надежная защита и исключаются ее случайные нарушения. При этом способе защиты можно контролировать состав атмосферы с помощью специальных приборов - газоанализаторов. Это особенно важно при сварке высокопрочных титановых сплавов. На рис. 9 показана камера с контролируемой атмосферой с предварительным вакуумированием, с однократным использованием защитного газа, без регенерации. Камера разделена на две секции с различным объемом на одно и два рабочих места. Серийно изготовляются камеры с общей защитой с регенерацией атмосферы. Имеются приборы для анализа и очистки использованного газа. Основные недостатки этих камер - ограниченный объем и сложность эксплуатации. При работе сварщик находится вне камеры.
В последнее время в связи с увеличением габаритных размеров и массы конструкций из титана и его сплавов находят применение большие так называемые обитаемые камеры с инертной атмосферой. В этом случае оператор находится внутри камеры в специальном скафандре. Камеры такого типа оборудуют системами шлюзования, регенерации инертного газа, обеспечения сварщика воздухом и др.
Примерами обитаемых камер могут служить камеры типа «Атмосфера», построенные в СССР, и камера In Fab для сварки крупногабаритных конструкций, построенная в США в 1965 г. Она представляет собой герметизированное помещение шириной 10-13 м, длиной 20-30 м и высотой 5-8 м. Внутри камеры расположены источники питания, манипулятор, стенд, подъемно-транспортные устройства, автоматы для сварки неплавящимся электродом. Для подачи заготовок, удаления сварных изделий, входа и выхода сварщиков предусмотрены шлюзы. Камера снабжена системой непрерывной очистки аргона и аппаратурой для анализа состава атмосферы.
При сварке крупногабаритных узлов в опытном или единичном производстве применение камер с общей защитой и, тем более, обитаемых камер нецелесообразно из экономических соображений. В этих случаях для обеспечения защиты металла шва и околошовной зоны от взаимодействия с атмосферой воздуха широко применяют местные защитные камеры. Местные защитные камеры используют двух типов: с вакуумированием и без предварительного вакуумирования. В этих случаях заполнение камеры инертным газом после сборки детали происходит путем свободного вытеснения воздуха нейтральным газом. Местные камеры устанавливают на детали с обеспечением герметичности разъемов при перемещении свариваемого узла. Перед сваркой внутренний объем камеры продувают инертным газом и при достижении необходимого его состава начинают сварку.
 Местная защитная камера, предназначенная для сварки кольцевых швов цилиндрических и шаровых узлов (рис. 10), состоит из двух полукамер, стыкуемых по герметичному водоохлаждаемому соединению. Для наблюдения за установкой электрода и за процессом сварки служит смотровое окно на передней стенке верхней полукамеры. Для облегчения контроля установочных параметров предусмотрено освещение внутреннего объема. При вращении детали с помощью специального подшипника скольжения сохраняется герметичность камеры. В большинстве случаев такие камеры применяют без контроля атмосферы. Для камеры имеются графики зависимости чистоты атмосферы от времени продувки при определенном расходе инертного газа. Такие графики составляют экспериментально в момент запуска камеры в производство. Если в качестве защитного газа используется аргон, то его вводят в камеру через газораспределительный насадок с газовой линзой, расположенный в нижней части камеры. При продувке воздух постепенно вытесняется из камеры. Во время работы с помощью предохранительного клапана внутри камеры поддерживается небольшое избыточное давление (0,07-0,1 кгс/см2). После продувки расход аргона снижают до рабочего расхода, при котором выполняется сварка.
Универсальная установка УСМК-1М с местной защитной камерой для сварки кольцевых швов. Универсальность установки достигается применением универсального манипулятора и сменных вкладышей - подвижных частей камеры, изготовляемых в соответствии с внешним контуром свариваемого узла. В установке предусмотрен механизм подачи в камеру присадочного материала в виде проволоки.
Серия накидных разъемных малогабаритных камер разработана для сварки неповоротных стыков трубчатых конструкций из титановых сплавов при монтаже (рис. 12). Такие камеры перед сваркой продувают инертным газом. Установки с малогабаритными камерами позволяют механизировать процесс сварки и обеспечивают стабильное качество сварных соединений трубчатых конструкций из титановых сплавов, выполняемых на монтаже.
Струйный способ защиты чаще используют при прихватке высокопрочных титановых сплавов. В единичном производстве некоторое применение этот способ защиты находит и при сварке. Для повышения эффективности струйной защиты увеличивают расход газа, вытекающего из сопла, уменьшают вылет электрода, концентрично к основному потоку газа из сопла вводят дополнительный газовый поток, применяют «газовые линзы» - вкладыши из пористого материала или сетку с мелкими ячейками.
Установлено, что с точки зрения эффективности защиты цилиндрические сопла превосходят сужающиеся; диаметр цилиндрического сопла не должен превышать 30 мм. С целью получения ламинарного потока рекомендуется использовать удлиненное цилиндрическое сопло.
Многочисленными экспериментами по эффективности газовой защиты показано ее повышение с использованием ламинарного потока газа. Максимальная ламинарность обнаружена при малых расходах газа (рис. 13).
Все рекомендации, приведенные применительно к сопловым насадкам, оказались эффективными к конструкции защитных козырьков и приставок.
Длину насадки и диаметр сопла горелки можно приближенно определить по данным тепловых расчетов Н. Н. Рыкалина.
Для улучшения струйной защиты рекомендуется использовать сварку под «газовым колпаком». При сварке под «газовым колпаком» применяют облегченную горелку без сопла и без подачи инертного газа. Сварка выполняется в объеме инертного газа, истекающего из специального устройства с «газовой линзой». Применение струйной защиты следует ограничивать.
Помимо большой химической активности титана при повышенных температурах затруднение при сварке вызывает склонность к росту зерна при нагревах металла выше критических температур а → в - превращения. В начальный момент рост зерна происходит путем скачкообразного перемещения границ. По мере увеличения размеров зерен их рост замедляется, однако с повышением температуры увеличение зерен вновь ускоряется.
В зоне термического влияния при сварке титановых сплавов рост в-зерен зависит в первую очередь от максимальной температуры нагрева. Длительность пребывания при этой температуре и скорость охлаждения околошовных участков больше сказываются на внутризеренной структуре, чем на величине зерна.
Рост зерна в прилегающих к линии сплавления участках зоны термического влияния способствует понижению прочности и пластичности сварных соединений. Крупнокристаллическая структура металла шва и околошовной зоны на титановых сплавах вызывает серьезные затруднения при упрочняющей термической обработке. Как известно, крупнозернистая структура термодинамически менее устойчива и при последующих обработках может привести к нежелательному изменению свойств.
Наряду с указанными главными факторами, оказывающими влияние на свойства сварных соединений при сварке титановых сплавов, необходимо учитывать исходный фазовый состав основного металла, а-сплавы титана свариваются практически так же, как и технический титан, а-стабилизаторы не вносят принципиальных изменений в микроструктуру металла шва и околошовной зоны по сравнению со швами на техническом титане. Двухфазные сплавы титана, содержащие наряду с а-стабилизаторами и в-стабилизаторы, можно условно разделить на низко- и среднелегированные. В низколегированных сплавах содержание в-стабилизаторов обычно находится в пределах растворимости их в а-фазе, поэтому они свариваются так же, как а-сплавы титана.
Повышение концентрации в - стабилизаторов в среднелегированных сплавах вызывает трудности при их сварке. Так как конечные продукты распада легированной в-фазы зависят от скорости охлаждения, среднелегированные а + в - сплавы становятся чувствительными к термическим циклам сварки, что также отражается на повышенной склонности к образованию холодных трещин в шве и околошовной зоне.
При сварке сплавов, содержащих в-стабилизаторы, обнаружена склонность их к закалке в околошовной зоне, что сопровождается значительным повышением твердости. Сплавы становятся склонными к закалке при содержании в-стабилизирующих элементов выше их предела растворимости в а-фазе. Причем более резкое действие в этом отношении оказывают эвтектоидообразующие элементы по сравнению с в-изоморфными. При сварке высокопрочных сплавов на основе нестабильной в-фазы также необходимо учитывать их чувствительность к режимам сварки. Сварные соединения таких сплавов склонны к образованию холодных трещин и охрупчиванию после упрочняющей термической обработки.
Структурные превращения, происходящие в зоне термического влияния при сварке, в основном аналогичны процессам, протекающим при закалке основного металла.
В последнее время большое внимание уделяется метастабильным фазовым превращениям в сплавах титана. Опубликованы метастабильные диаграммы фазового состава титановых сплавов. Эти вопросы представляют большой интерес при изучении кинетики фазовых превращений в зоне термического влияния в процессе сварки сплавов титана.
В сплавах с концентрацией легирующих элементов в в-фазе меньше критической С2 при закалке наблюдается мартенситное превращение, которое начинается при температуре Мн и заканчивается при температуре Мк, понижающихся с увеличением содержания в-стабилизатора (рис. 14).
При закалке из в-области в сплавах с концентрацией в-стабилизаторов меньше С1 мартенситное превращение доходит до конца и структура таких сплавов в закаленном состоянии представляет а`-фазу. При концентрации от С1 до С2 структура при закалке из в-области будет представлена двумя фазами: а` и в. Если концентрация в-стабилизаторов превышает критическую С2, то при закалке из в-области фиксируется только в-фаза.
В двухфазной а+в-области при температурах ниже Т1 концентрация p-стабилизатора в в-фазе больше критической, поэтому при закалке она не испытывает мартенситного превращения. Структура сплавов после закалки с температур этой области будет представлена а- и в-фазами.
В интервале температур Т1-Т2 концентрация в-стабилизатора в двухфазной области меньше критической, поэтому при закалке в-фаза переходит в а`-фазу.
Поскольку мартенситное превращение в в-фазе с концентрацией в-стабилизатора от С1 до С2 не доходит до конца, то конечная структура закаленных сплавов будет представлена а-, а`- и в-фазами. При нагреве под закалку до а + в-области выше температуры Т2 концентрация p-стабилизатора в в-фазе меньше С1, поэтому в→а`-превращение доходит до конца, в результате чего конечная структура представлена а- и а`-фазами. При нагреве низколегированных сплавов под закалку до температур а-области структура после закалки представлена только а-фазой.
В большинстве двойных сплавов титана с переходными элементами при закалке из р-области выделяется ω-фаза (рис. 14,а). Область существования ω-фазы в зависимости от состава сплава может вклиниться в а + а` + в - область или в a + в - область (рис. 14, б и в).
В титановых сплавах в зависимости от содержания легирующих элементов и термической обработки возможно образование следующих метастабильных фаз: а`, а", ω и в. Рассмотрим их структуру и свойства, поскольку они значительно изменяют свойства металла в околошовной зоне.
В низколегированных сплавах как с а-стабилизаторами, так и с в-стабилизаторами при закалке с высоких температур происходит мартенситное превращение в → а`. Это превращение сопровождается значительными упругими искажениями, о которых свидетельствует размытие интерференционных линий на рентгенограммах а-фазы. а-фаза не имеет линзовидной формы в отличие от мартенсита стали. Часто встречается зигзагообразный рисунок мартенситных образований. При больших увеличениях можно видеть, что мартенситные иглы а` - фазы имеют сложную структуру, состоят из отдельных блоков, границы между которыми протравливаются очень сильно.
В сплавах с p-стабилизаторами а`-фаза представляет собой пересыщенный твердый раствор легирующего элемента в а-титане. В сплавах с а-стабилизаторами а`-фаза образуется по мартенситному механизму без пересыщения а-твердого раствора, а`-фаза имеет гексагональную кристаллическую структуру такую же, как и а-титан.
Мартенсит а`, образующийся в титановых сплавах с в-стабилизаторами, не обладает высокой твердостью и прочностью в противоположность мартенситу стали. Однако образование а`-фазы чаще всего повышает прочность сплава без понижения пластичности.
В сплавах с большой концентрацией в-стабилизаторов при закалке возможно образование а"-фазы, представляющей собой также пересыщенный твердый раствор на основе а-титана. При дальнейшем увеличении концентрации легирующих элементов количество а`- и а"-фаз уменьшается и одновременно появляется нестабильная в-фаза.
а"-фаза имеет ромбическую структуру и является промежуточной между а (а`)- и в-фазами. а"-фаза имеет игольчатый характер, очень похожий на а` и является типичной мартенситной фазой.
Мартенситные в→а` - и в→а" - превращения обратимы. Образование а`- и а"-фаз возможно и под действием пластической деформации в титановых сплавах, лежащих вблизи критической концентрации. Подобие в кристаллическом строении а`- и а"-фаз (игольчатый характер, непрерывный переход с изменением концентрации от одной фазы к другой) приводит к выводу, что а`-и а"-фазы мало отличаются друг от друга. Некоторые исследователи вообще не проводят разграничения между а`- и а"-фазами и предлагают рассматривать только в→а`-превращение. Однако существенное изменение механических свойств сплава в зависимости от вида мартенсита (а` или а") дает основание отличать а" - фазу от а` - фазы.
Вопросы, связанные с природой и механизмом образования ω-фазы, являются дискуссионными. Много работ посвящено кристаллографии ω-фазы. Исследования, проведенные на поликристаллических образцах, показали кубическую и ромбическую структуру ω-фазы. Более достоверными большинство ученых считают выводы, сделанные при исследованиях на монокристаллах сплавов титана, в которых показано, что ω-фаза имеет гексагональную решетку с периодами а = 4,60 А и с=2,82 А.
Несколько мнений имеется по поводу кинетики образования ω-фазы. Резюмируя многочисленные результаты исследований, можно отметить следующие особенности ω-фазы.
1. ω-фаза - гексагональная фаза мартенситного типа и представляет пересыщенный твердый раствор. Имеются основания отнести ее к мартенситным фазам особого типа. Диффузионный механизм образования в-фазы, видимо, следует считать подготовкой, обеспечивающей возможность последующей бездиффузионной перестройки в-решетки в решетку ω-фазы.
2. ω-фаза может быть получена при закалке, при старении в-фазы, а также при пластической деформации механически нестабильной в-фазы.
3. Как правило, ω-фаза образуется в сплавах критического состава.
4. Есть основания отнести ω-фазу к фазам электронного типа.
5. Образование ω-фазы сопровождается уменьшением объема.
6. ω-фаза вызывает резкое увеличение хрупкости титановых сплавов и повышение твердости.
Образование метастабильных фаз в зоне термического влияния зависит от параметров термического цикла сварки. Одной из главных задач является выбор условий сварки, исключающих возникновение в конечной структуре околошовной зоны хрупких и нестабильных фаз. В случае невозможности создания таких условий необходима термическая обработка сварных соединений. Отличительной особенностью титана и его сплавов является высокая устойчивость против образования горячих трещин. К такому выводу единогласно приходят исследователи в области металлургии титана, литейного производства и металловеды в области сварки. Высокую трещиноустойчивость при высоких температурах обусловливает характерное сочетание физико-механических свойств титана, малый температурный интервал хрупкости, относительно низкое значение модуля упругости и коэффициента линейного расширения, склонность к вязкому разрушению и повышенная прочность при высоких температурах.
Накопленный большой производственный опыт подтверждает, что титановые сплавы не склонны к горячим трещинам при сварке. Не было случая возникновения кристаллизационных трещин и при сварке различных образцов и конструкций из высоколегированных сплавов титана.
В связи с имеющимися данными о высокой сопротивляемости титана к образованию горячих трещин исследователи не уделяют должного внимания этому вопросу при испытаниях новых титановых сплавов на свариваемость. При сварке высоколегированных титановых сплавов следует учитывать ликвационные процессы в зоне сварного шва, которые могут значительно изменить условия кристаллизации металла шва.
Таким образом, при сварке высокопрочных сплавов возникают дополнительные затруднения, вызванные спецификой фазовых и структурных превращений, протекающих под воздействием сварочного термического цикла и нередко приводящих к охрупчиванию швов. Многочисленные исследования, выполненные за последние годы, показывают, что путем выбора соответствующих способов и разработки оптимальных параметров режимов сварки и последующей термической обработки в ряде случаев удается преодолевать возникающие затруднения и получать работоспособные сварные соединения. Благодаря этому перспективно использование высокопрочных титановых сплавов в производстве термоупрочненных сварных изделий. | 
НОВЫЕ ОБЪЯВЛЕНИЯ
НОВОСТИ
НОВЫЕ СТАТЬИ