 |
Реклама. ООО ГК "Велунд Сталь Сибирь" ИНН 5405075282 Erid: 2SDnjf1Guop
| |
Механические свойства сварных соединений из в-сплавов, как известно, в значительной мере определяются характером распада в-фазы и свойствами продуктов ее превращения, поэтому при исследовании природы охрупчивания соединений необходимо установить особенности их фазового состава, определить условия образования и стабильности фаз и их влияние на свойства сварных швов. Для выявления причин понижения пластичности литого металла шва после упрочняющей термической обработки важное значение имеет изучение факторов, которые обусловливают распад в-фазы при охлаждении в процессе сварки, а также при последующих нагревах. Одним из таких факторов является возникновение микроскопической неоднородности в процессе кристаллизации сварного шва.
Различают два вида микроскопической неоднородности: физическую, связанную с локальным скоплением несовершенств кристаллической решетки (вакансий и дислокаций), и химическую, обусловленную неравномерным распределением атомов легирующих элементов.
Микроскопическая химическая неоднородность литого металла шва титановых сплавов определяется неравновесным характером первичной кристаллизации шва и зависит от количества примесей и легирующих элементов в нем, а также условий охлаждения. Такая неоднородность, образовавшаяся в процессе первичной кристаллизации, может претерпевать некоторые изменения при остывании металла шва, особенно в условиях замедленного охлаждения или последующей термической обработки. В процессе охлаждения границы зерен могут обогащаться некоторыми элементами и примесями, изменяющими структуру и свойства этих границ. От состояния и свойств границ во многом зависят физико-механические свойства литого металла. Особенно важное значение эти вопросы имеют для в-сплавов, которые из-за содержания более 20% легирующих элементов весьма склонны к микронеоднородности в процессе неравновесной кристализации. Кроме химической неоднородности может иметь место и структурная неоднородность, получившая название «полосчатости».
Характер химической неоднородности в сварных швах сплава ВТ15 изучали в зависимости от количества и природы легирующих элементов и от скорости кристаллизации. Исследования проводили на швах, сваренных под флюсом на различных режимах. Изменение химического состава швов достигалось путем применения электродной проволоки разного состава. Известно, что изменение состава сплава, так же как и режима сварки, приводит к изменению теплофизических условий процесса кристаллизации и первичной структуры металла шва.
Литой структуре шва сплава ВТ15, сваренного под флюсом, свойственны вытянутые столбчатые кристаллы, а также наличие тонкой сетки полигонизационных границ, которые имеют произвольную ориентацию к выявляемой неоднородности. По мере удаления от линии сплавления наблюдается укрупнение кристаллитов. Это явление, вероятно, связано с тем, что при кристаллизации вследствие неодинаковой ориентировки зародышей дендриты растут под различными углами к поверхности охлаждения. Дендриты, благоприятно ориентированные относительно поверхности охлаждения, наиболее быстро растут, а рост других дентритов замедлен. При таком процессе «выклинивания» по мере роста дендритов и удаления от поверхности ширина их увеличивается, а количество уменьшается.
 Микроструктура швов, выполненных с присадками из сплавов ВТ15 и ВТ17, при рассмотрении ее в оптическом микроскопе состоит из двух фаз. Количество и размеры второй фазы больше в шве, сваренном с присадкой из сплава ВТ15. Дисперсность второй фазы, по-видимому, способствует упрочнению швов. У швов с более грубыми выделениями второй фазы примерно в 2 раза выше пластичность (относительное удлинение и поперечное сужение). Ударная вязкость остается на одинаковом низком уровне.
При исследовании структуры на электронном микроскопе в обоих швах в состоянии после сварки по границам зерен обнаруживаются тонкодисперсные выделения второй фазы (рис. 54). Заметного различия в количестве, дисперсности и характере их расположения по границам установить не удалось. Однако фрактографическими исследованиями поверхности изломов на электронном микроскопе на участках, содержащих дисперсные частицы, обнаружены характерные узоры петель, замкнутых вокруг этих частиц, и искривленные линии, свидетельствующие о том, что зарождение излома произошло вблизи частиц. Это дает основание считать, что они вызывают понижение пластичности сварных швов.
Для изучения микронеоднородности в зависимости от скорости кристаллизации сваривали под флюсом сплав ВТ15 со скоростями 16, 50 и 100 м/ч. Скорость кристаллизации определяли расчетным путем. Исследование первичной структуры этих швов показало, что с увеличением скорости кристаллизации уменьшается ширина осей кристаллитов. Увеличение скорости охлаждения в 3 раза уменьшает оси второго порядка примерно в 2,5 раза.
В литом сплаве ВТ15 междуосные и междендритные пространства обогащены хромом и молибденом. Внутренние объемы осей обогащены в меньшей степени. Микрорентгеноспектральные исследования показали, что с увеличением скорости охлаждения микроскопическая неоднородность по хрому и молибдену уменьшается (табл. 32).
Микрохимическая и структурная неоднородности оказывают влияние на механические свойства швов и на кинетику распада в-фазы при последующем нагреве. Микроанализ показал, что во всех швах независимо от скорости охлаждения наблюдаются выделения второй фазы. Однако для швов, охлажденных с максимальной скоростью, характерно более тонкое строение. Выделившаяся вторая фаза весьма дисперсна, а ее количество невелико. С уменьшением скорости охлаждения распад в-фазы увеличивается, растет количество второй фазы, уменьшается ее дисперсность. Швы с минимальной скоростью охлаждения характеризуются максимальным распадом в-фазы и заметным огрублением выделившейся фазы.
Ранее аналогичные выделения идентифицировали с а-фазой. Однако в связи с наличием в сплаве значительного количества хрома можно предположить возможность выделения при определенных условиях интерметаллического соединения TiCr2, которое влияет на пластические свойства.
Методом электролитического полирования в растворе уксусной и хлорной кислот установлено, что отдельные составляющие второй фазы окрашиваются в более темный цвет. Электронная мик-рофрактография с последующей микродифракцией отдельных частиц второй фазы позволила обнаружить на стыке границ дисперсную частицу многогранной формы (рис. 55). Расчет электронограммы, снятой на отражение от этой частицы, показал, что это соединение TiCr2. Оно обладает высокой твердостью (HV 760) и хрупкостью, поэтому образование TiCr2 в шве весьма нежелательно. Не исключена также возможность образования его при повышенных температурах вследствие эвтектоидного распада в-фазы. Полученные данные позволяют предполагать, что низкие показатели пластических свойств сварных швов после сварки под флюсом вызваны не только наличием а-фазы, но и образованием соединения TiCr2.
 Выделения TiCr2, как и дисперсных частиц а-фазы, могут способствовать зарождению трещин при хрупком разрушении швов. Это хорошо видно на рис. 55, на котором характерные петли и искривленные линии возле выделений свидетельствуют о зарождении излома именно вблизи этих частиц. Более детально характер выделений TiCr2 изучали на образцах сварных соединений, нагретых в вакууме вблизи температуры эвтектоидного распада (670°С) в течение длительного времени (до 3000 ч). Установлено, что соединение TiCr2 возникает в основном по границам зерен и только после длительной выдержки (более 1000 ч) обнаружено большое количество его внутри зерен. Начало образования TiCr2 по границам зерен является результатом обогащения их хромом вследствие диффузионных процессов, происходящих при изотермической выдержке. Соединение TiCr2, выпавшее по границам зерен, окружено, как правило, а-фазой, что четко видно на рис. 56.
Изменение травимости границ в зависимости от времени изотермической выдержки свидетельствует об изменении не только электрохимических свойств пограничных зон, но и их состава. В связи с этим на электронном микроанализаторе был определен состав пограничных зон и объема зерен, а также исследован характер распределения а- и в-стабилизирующих элементов между фазами. Основные результаты этих исследований приведены в (см. табл. 33).
На рис. 57 приведена сканеграмма участка поверхности шлифа размером 100X100 мкм (характеристическое излучение Ка-Сr). На сером фоне твердого раствора матрицы видны темные и светлые участки, отвечающие соответственно обедненным или обогащенным по хрому объемам. Темные участки совместно со светлыми представляют собой широкую пограничную зону, образованную а-фазой и соединением TiCr2 (рис. 58). Микронеоднородность в-фазы сильно развита по молибдену (табл. 33), а по алюминию - в меньшей степени.
В а-фазе значительно меньше хрома и молибдена, но больше алюминия, и она сравнительно однородна. Большой разброс полученных данных по хрому (23,0-47,0%) объясняется характером расположения (величина частиц, глубина залегания и т. п.) наблюдаемой фазы, соответствующей светлым участкам на сканеграмме. Такое высокое содержание хрома может соответствовать лишь соединению типа TiCr2.
Данные, приведенные в табл. 33, позволяют судить не только о химической неоднородности шва, но и высказать некоторые предположения о процессе образования соединения TiCr2 в швах на сплаве ВТ15. Вследствие химической неоднородности в литой структуре шва и протекания диффузионных процессов при изотермическом нагреве происходит перераспределение а- и в-стабили-зирующих элементов. В связи с различной их растворимостью в а- и в-фазах алюминий диффундирует в те объемы, которые в данный момент обеднены хромом и молибденом. В таких объемах концентрация алюминия все время увеличивается, а хрома и молибдена уменьшается.
Указанное перераспределение а- и в-стабилизирующих элементов приводит к образованию микрообъемов с ярко выраженной концентрационной неоднородностью. Менее стабильными оказываются участки в-фазы, которые обеднены хромом и молибденом и обогащены алюминием, они превращаются в а-фазу, а в обогащенных хромом участках образуется TiCr2. Благодаря повышенной диффузионной подвижности легирующих элементов на границах по сравнению с объемом зерна образование TiCr2, так же как и а-фазы, происходит вначале в пограничных зонах. Поэтому молибден, растворимость которого в в-фазе больше, чем в а-фазе, частично оттесняется во внутренние объемы зерен и тем самым способствует развитию в них значительной неоднородности (см. табл. 33).
При термической обработке сварных соединений из сплава ВТ15 идет перераспределение легирующих элементов, изменяется характер их химической неоднородности. Можно полагать, что это явление относится к основным причинам изменения механических свойств. Например, после закалки сварных швов пластичность их резко понижается. Прочность и пластичность закаленных и состаренных швов ниже, чем швов, подвергнутых только старению. Единого мнения о причинах этого явления нет. Некоторые исследователи считают, что понижение пластичности вызвано ростом зерна в металле шва в процессе нагрева под закалку. Другие утверждают, что закалка устраняет условия для благоприятного выделения зародышей распада при последующем старении. Считают также, что пластичность зависит не только от величины зерна, но и от состава швов.
В связи с этим проведены исследования характера изменения свойств и фазового состава швов после закалки с различных температур. Образцы сплава ВТ15 одной промышленной плавки сваривали четырьмя методами: автоматической сваркой под флюсом АНТ7 с применением электродных прутков того же состава, что и основной металл, аргонодуговой сваркой неплавящимся электродом, аргонодуговой сваркой с флюсом и электронным лучом.
Закалка швов, сваренных под флюсом АНТ-7, с температуры 900°С значительно увеличивает ударную вязкость и угол изгиба. Совершенно противоположная зависимость изменения свойств у швов, сваренных тремя другими методами: после закалки ударная вязкость и угол изгиба уменьшаются, поэтому были проведены исследования влияния величины зерна и фазового состава швов на их свойства. Среднюю площадь зерен определяли на микрошлифах путем планиметрирования пяти идентичных образцов. Результаты измерений приведены в табл. 34.
Максимальная величина зерна в состоянии после сварки наблюдается в швах, выполненных под флюсом, а минимальная - в металле шва, сваренном ЭЛС. В результате закалки во всех случаях произошел заметный рост зерна. Однако, как отмечено выше, характер изменения пластических свойств швов при этом различен. Это позволяет предположить, что рост зерна при закалке в интервале температур 800-900°С не является основной причиной понижения пластичности швов. Такой вывод подтверждается еще и тем, что с повышением температуры нагрева от 800 до 900°С, когда склонность к росту зерен увеличивается, пластичность и вязкость швов тоже повышаются, хотя и не достигают предварительных величин.
В связи с этим проведены исследования характера изменения фазового состава швов в состоянии после сварки и закалки с разных температур. Установлено, что состав структуры швов в состоянии после сварки следующий: швы, выполненные под флюсом, состоят из а-, в-фаз и соединения TiCr2, расположенного по границам зерен; швы, выполненные аргонодуговой сваркой - из a- и в-фаз, причем применение флюса способствует уменьшению количества а-фазы; швы, выполненные ЭЛС - из в-фазы.
После закалки от температур 800-900°С во всех швах обнаружено соединение TiCr2, количество которого с повышением температуры закалки несколько уменьшается, а-фаза после закалки с 850°С и выше практически отсутствует.
Появление в швах, выполненных аргонодуговой и электроннолучевой сваркой, после закалки соединения TiCr2, отсутствовавшего в исходном состоянии (после сварки), указывает на то, что характер химической неоднородности швов изменился. Соединение TiCr2, обнаруженное после закалки в швах, выполненных под флюсом, вероятнее всего сохранилось в результате неполного его растворения при нагреве из-за наличия резко выраженной химической неоднородности. Более высокая скорость охлаждения швов при аргонодуговой и электронно-лучевой сварке подавляет процесс эвтектоидного распада. Однако последующий нагрев под закалку способствует развитию диффузионных процессов и выпадению по границам зерен дисперсных выделений TiCr2.
Таким образом, основным отличием фазового состава швов от основного металла после закалки является наличие в них соединения TiCr2. Есть основания полагать, что присутствие TiCr2 по границам зерен отрицательно сказывается на свойствах металла шва и, по-видимому, является основной причиной понижения пластических характеристик сварного соединения после закалки.
Повышение пластичности сварных соединений, выполненных под флюсом после закалки с 900° С, можно объяснить не только частичным растворением TiCr2, но и практически полным растворением а-фазы.
Были исследованы и более высокие температуры закалки после сварки и их влияние на неоднородность, структуру и механические свойства сварных соединений сплава ВТ15, выполненных аргонодуговой сваркой. С повышением температуры закалки с 800 до 1000°С дендритная неоднородность металла шва существенно уменьшается, но не устраняется полностью. Однако после закалки с 1000°С дендритная неоднородность незначительна. Повышение температуры закалки до 1200°С еще более увеличивает химическую однородность всех участков сварного соединения. В металле шва после закалки с 1200°С полностью исчезают следы внутрикристаллической ликвации. Однако высокотемпературный нагрев под закалку вызывает значительный рост зерна в основном металле и огрубление внутризеренной структуры.
Пластичность металла шва после закалки с 800°С на 50% ниже пластичности основного металла. Повышение температуры закалки с 800 до 1000°С повышает пластичность сварного соединения до уровня пластичности основного металла. Однако общие показатели пластичности после старения остаются низкими. Дальнейшее повышение температуры закалки понижает пластичность основного металла и сварных соединений, так как при высоких температурах закалки происходит огрубление структуры.
Следовательно, повышение температуры закалки оказывает двойственное влияние на кинетику распада: увеличение числа термических вакансий и образование дислокаций приводят к ускорению распада, а повышение степени гомогенности в-фазы должно замедлять его. По-видимому, существует некоторая критическая температура закалки, зависящая от состава сплава. При закалке с температур выше критической основное значение при старении будут иметь термические вакансии, а ниже критической - химическая неоднородность в-фазы.
Процесс охлаждения при сварке, который в определенной степени можно сравнить с высокотемпературной закалкой, приводит к образованию повышенного количества дефектов. Однако сварному соединению свойственна и химическая неоднородность, которая тем ниже, чем выше скорость охлаждения. В связи с этим с целью уменьшения вероятности охрупчивания сварных соединений в процессе последующей обработки необходимо стремиться к получению в состоянии после сварки однородной в-структуры. Как было отмечено выше, это обеспечивают электронно-лучевая и аргонодуговая сварка в-сплавов с применением флюса. Поскольку конструктивные особенности изделий не всегда позволяют применить электронно-лучевую сварку, то более детально исследовали аргонодуговую сварку с флюсом и изыскивали флюс оптимального состава для сварки в-сплавов.
Применение флюса при аргонодуговой сварке титановых сплавов не только вносит изменения в параметры технологического процесса, но и позволяет осуществить металлургическую обработку сварных швов. Вопросы такой обработки и, в частности, рафинирования шва особенно важны для соединений в-сплавов тита на типа ВТ15, поскольку эти сплавы весьма чувствительны к примесям- газам. Концентрация вредных примесей (О, N и Н) в швах в-сплавов титана во многом определяет работоспособность сварных соединений. Допуски по содержанию примесей внедрения в таких швах более жесткие, чем в швах на а- и а + в-сплавах. Исследования показывают, что удовлетворительную пластичность и вязкость швов можно получить при содержании газов (% по массе): до 0,02 N2 и до 0,09 02. Примеси кислорода и азота не только охрупчивают швы, но оказывают влияние и на их фазовый состав: они инициируют эвтектоидный распад и увеличивают количество а-фазы в металле шва.
Опробование флюсов, предназначенных для сварки низколегированных титановых сплавов, не дало положительных результатов. Эти флюсы оказались недостаточно эффективны с точки зрения рафинирующего действия на металл шва, поэтому возникла необходимость в разработке флюса для сварки сплава ВТ15, который наряду с сохранением всех технологических преимуществ позволял бы рафинировать металл шва.
С целью изыскания рафинирующей добавки к флюсу исследовали влияние соединений щелочных, щелочно-земельных и редких металлов, введенных в состав флюса, на структуру и свойства сварных швов сплава ВТ15. Щелочные и щелочно-земельные металлы практически не влияют на размеры выделений а-фазы в металле шва после сварки. При взаимодействии флюсов, состоящих из солей щелочных и щелочно-земельных металлов, с расплавленным металлом сварочной ванны концентрация газов в металле шва не повышается. В то же время обработка сварочной ванны флюсами такого типа не приводит и к очистке металла от вредных примесей.
Более эффективным оказалось применение флюсов, содержащих соединения редкоземельных металлов, так как они имеют чрезвычайно высокое сродство к кислороду и активность их гораздо выше, чем щелочных и щелочно-земельных металлов. По полученным данным раскисление титана наиболее эффективно при введении фтористого иттрия и наименее эффективно при введении фтористого церия. Промежуточное положение в этом отношении занимает фтористый лантан.
Однако не все редкоземельные элементы благоприятно влияют на структуру, а следовательно, и на механические свойства сварных соединений. Например, церий образует в шве новую фазу, располагающуюся по границам зерен, что резко понижает пластичность соединений. Несмотря на высокую рафинирующую способность фтористого иттрия, использование его экономически не оправдано, поэтому более детально исследовали флюсы, содержащие фтористый лантан. Для определения оптимальных с точки зрения раскисляющей способности содержаний LaF3 во флюсе изготовляли серию флюсов. Чтобы получить сравнительные результаты, применяли флюсы, обладающие примерно равной способностью уменьшать ширину швов и увеличивать глубину проплавления при выполнении сварки на одинаковых режимах.
С увеличением концентрации фтористого лантана во флюсе количество кислорода в металле шва уменьшается. Однако существует предел концентрации LaF3 во флюсе (20%), выше которого количество кислорода в шве остается практически без изменения. Рафинирование металла шва вызывает повышение его пластических свойств и ударной вязкости. Химико-спектральным методом установлено, что металлургическое взаимодействие жидкого металла и расплавленного флюса, в состав которого входит фтористый лантан, сопровождается переходом лантана в металл шва. В количественном отношении этот переход незначителен (0,005- 0,02%).
Это явление обусловлено более высокой стойкостью фториристыми соединениями титана. Оптимальный комплекс механических свойств имеют швы, содержащие 0,012-0,02% (по массе) La.
Оптимальному составу флюса была присвоена марка АНТ-19А. Применение его даст возможность сваривать сплав ВТ15 при минимальных затратах погонной энергии, уменьшить содержание кислорода в шве и повысить пластичность и ударную вязкость в состоянии после сварки до соответствующих характеристик основного металла. Последнее обстоятельство достигается при оптимальной кристаллизации металла шва, которая обеспечивается при определенном соотношении между параметрами режима сварки, толщиной свариваемого металла и его теплофизическими свойствами. Оптимальные условия кристаллизации и уменьшение содержания кислорода обеспечивают однофазную структуру шва, благоприятную для последующей термической обработки (рис. 59).
|
НОВЫЕ ОБЪЯВЛЕНИЯ
НОВОСТИ
НОВЫЕ СТАТЬИ