 |
Реклама. ООО ГК "Велунд Сталь Сибирь" ИНН 5405075282 Erid: 2SDnjf1Guop
| |
Высокопрочные сплавы титана весьма чувствительны к термическим циклам, поэтому в зависимости от их параметров резко меняется фазовый состав и, как следствие, механические свойства. В процессе сварки с присущими ему быстрыми неравномерными по времени скоростями нагрева и охлаждения значительно изменяются свойства металла в зонах, подверженных воздействию термического цикла сварки.
Рассмотрим упрощенную схему строения сварного соединения и кратко остановимся на процессах, происходящих в различных его зонах. Сварное соединение характеризуется наличием двух принципиально различных между собой зон - сварного шва и термического влияния. В зоне сварного шва, где металл нагревается до температуры плавления и определенное время находится в жидком состоянии, возможно образование хрупких фаз, повышение активности к газам, развитие химической неоднородности. Однако при необходимости свойства металла сварного шва можно регулировать изменением химического состава (применением присадочного металла), рафинированием, модифицированием, изменением условий кристаллизации и др.
Зона термического влияния - это область основного металла, нагреваемая в процессе сварки в интервале температур от Тр (температуры начала рекристаллизации) до Тпл (температуры плавления).
При сварке сплавов на основе металла, претерпевающего полиморфное превращение, наиболее резкие изменения структуры и свойств происходят при нагреве до температуры выше конца фазовых превращений Тф. Эту зону называют зоной сплавления (или околошовной). Величина зоны сплавления зависит от следующих основных факторов: метода и режимов сварки, состава сплава, толщины свариваемых листов, условий сварки. Именно зона сплавления является определяющей при оценке свариваемости высокопрочных сплавов титана и работоспособности сварных соединений.
Далее расположен участок, где металл нагревается в пределах температурного интервала частичной фазовой перекристаллизации, а затем участок постепенного перехода в основной металл, где фазовой перекристаллизации не наблюдается. Исключение может составлять низкотемпературное гидридное превращение в случае загрязнения основного металла водородом.
Протяженность каждого участка и зоны термического влияния в целом зависит от способа сварки, затрат погонной энергии и характера термического цикла. Термический цикл сварки и, в частности, скорость нагрева влияют на температурные интервалы фазовых областей. По данным М. X. Шоршорова изменение скорости нагрева в пределах, соответствующих переходу от режимов электрошлаковой сварки (3-20°С/с) к режимам аргонодуговой сварки тонколистового металла (200-1000°С/с), повышает температуру конца а+в→в-превращения.
На границе зоны термического влияния с основным металлом при исследовании структурных изменений наблюдается появление структуры (рис. 26) ячеистого строения в результате полигонизационных процессов, связанных с явлением возврата. По мере приближения к шву, т. е, с повышением максимальной температуры нагрева, ячейки увеличиваются и становятся более четкими. Напряжения, возникающие в результате неравномерного нагрева,, ускоряют этот процесс.
Появление субструктуры отчетливо видно под микроскопом при травлении микрошлифов сварных соединений на неоднородность. Внутри ячейки имеют полосчатое строение, напоминающее следы двойникования (рис. 27). По мере удаления от основного металла к шву количество полос увеличивается. Это явление, вероятно, вызвано совместным действием температуры и напряженного состояния при сварке. В литературе почти нет сведений о свойствах металла в низкотемпературных участках зоны и влиянии протекающих в них процессов на работоспособность конструкций из высокопрочных сплавов. Можно лишь отметить, что при испытании на разрыв плоских образцов из соединений сплава ВТ14, который подвергали предварительно термическому упрочнению, разрушение происходит именно по границе зоны термического влияния с основным металлом. При этом σв сварного соединения на 10-15 кгс/мм2 ниже, чем у основного металла.
Характер структуры мало изменяется вплоть до температурной границы частичной фазовой перекристаллизации. При охлаждении с более высоких температур появляются закалочные структуры. Кроме в-фазы и матричной а-фазы могут образоваться продукты мартенситного превращения а` или а".
С уменьшением скорости охлаждения, т. е. с увеличением тепловложения, например при сварке сплава ВТ 14, количество зафиксированной в-фазы уменьшается, появляется а`-фаза, структура огрубляется. Количественное соотношение фаз зависит от степени и характера легирования, максимальной температуры нагрева в двухфазной области и скорости охлаждения.
Характерной особенностью а+в-сплавов является наиболее высокая температура начала рекристаллизации по сравнению с однофазными титановыми сплавами. Так, для двухфазных сплавов ВТ6 и ВТ14 отношение температуры начала рекристаллизации Тн.р к температуре а + в→в-превращение (Тп.п) соответственно равно 0,84 и 0,97. В то же время для а-сплавов (ВТ5-1, ВТ5) и в-сплава типа ВТ15 Тн.р/Тп.п=0,55-0,72, поэтому рекристаллизованная крупнозернистая структура в зоне термического влияния на а+в - сплавах имеет меньшую протяженность, чем на сплавах другого типа. Свойства металла в зоне сплавления определяются термическим циклом сварки, основными параметрами которого являются максимальная температура нагрева Tmax, скорость нагрева, время пребывания металла при температуре выше Тф и скорость охлаждения ωохл. В зоне сплавления Tmax>Tф, поэтому при максимальной температуре более или менее полно фиксируется в-фаза. Скорость нагрева в зоне сплавления очень велика и, хотя и изменяется в зависимости от ряда факторов, но в небольших пределах
Основным фактором, влияющим, на свойства зоны сплавления, является скорость охлаждения вoxл. Время пребывания металла при температуре выше Тф зависит от ωохл.
Таким образом, наиболее эффективным и практически приемлемым регулированием свойств в околошовной зоне является изменение скорости охлаждения в интервале фазовых превращений в процессе сварки.
Начальным этапом изучения свариваемости высокопрочных сплавов титана является исследование влияния скорости охлаждения в интервале фазовых превращений на их структуру и механические свойства. Существует несколько методик, позволяющих на специальных образцах имитировать термический цикл сварки и изменять в широких пределах его основные параметры. Для исследования металлов по этим методикам созданы специальные установки, позволяющие нагревать образцы с различной скоростью до необходимой температуры, выдерживать определенное время при максимальной температуре и охлаждать в широком интервале скоростей.
Определив зависимости структуры и свойств зоны сплавления от скоростей охлаждения, находят оптимальный интервал последних. Исходя из полученных зависимостей, выбирают технологию сварки.
Характер влияния режимов сварки на структуру, свойства и размеры околошовного участка определяется составом сплава. С увеличением степени легирования вoxл при сварке следует уменьшать. По литературным данным для сплава ВТ6 вoxл должна быть не более 40°С/с. При больших значениях вoxл в результате резкой закалки на а`- фазу снижается пластичность.
Для сплава ВТ14 картина несколько иная. Удовлетворительное сочетание механических характеристик после сварки может быть получено при скоростях охлаждения очень малых (2-15°С/с) и больших (порядок 300-600°С/с).
При медленном охлаждении внутри зерен образуется структура, близкая к металлу, отожженному из в-области (рис. 28). Она имеет менее выраженный игольчатый характер а`-фазы. Это способствует более высокой пластичности металла после сварки.
В случае быстрого охлаждения (300-600°С/с), например при ЭЛС, фиксируется метастабильная в-фаза, легированность а`-фазы уменьшается и в результате пластические характеристики металла сохраняются на достаточно высоком уровне, как у основного металла после закалки. Металлографический анализ подтверждает сходство структур закаленного основного металла и зоны сплавления соединения, выполненного ЭЛС (рис. 29). При средних скоростях охлаждения зона сплавления на сплаве ВТ14 имеет низкую пластичность из-за неблагоприятного соотношения а`- и в-фаз.
Так как в зоне сплавления максимальные температуры нагрева превышают границу а+в→в-превращения, здесь наблюдается интенсивный рост зерна. Величина зерна зависит в первую очередь от Тmах. В начальный момент нагрева рост зерна происходит путем скачкообразного перемещения границ. В дальнейшем рост зерен приостанавливается и в определенном температурном интервале, зависящем от скорости нагрева, размеры их не изменяются. Однакo регулировать размер зерен изменением термического цикла сварки не представляется возможным.
Время пребывания металла при температурах в-области и ωoxл от этих температур имеют второстепенное значение с точки зрения торможения роста зерен. Увеличив ωoxл и сократив время пребывания металла выше Tп.п, не удается сколько-нибудь заметно уменьшить величину зерна. Снижение погонной энергии приводит к уменьшению протяженности зоны сплавления. В то же время оба эти параметра термического цикла сварки оказывают большое влияние на внутризеренную структуру и фазовый состав зоны сплавления.
Вследствие различной растворимости примесей газов (О2, N2, Н2) в в- и а-фазах в зоне сплавления происходит их перераспределение. В то же время в процессе в→a-превращения при охлаждении сварных соединений возникают химическая и микроструктурная неоднородности тем более резкие, чем медленнее охлаждается сплав после высокотемпературного нагрева. Эта концентрационная неоднородность чрезвычайно устойчива к последующим нагревам при температурах отжига и старения.
М. X. Шоршоров явление понижения пластичности в состоянии после сварки объясняет появлением в-фазы в процессе распада твердого раствора, обнаруживаемой по эффекту сжатия на дилатометрических кривых. Это относится к сплавам ВТ14, ВТ6 и ВТ16. Для более легированных сплавов типа ВТ22 характерна резкая зависимость структуры и свойств от ωoxл. Чувствительность двухфазных сплавов, дополнительно легированных нейтральными упрочнителями, к термическому циклу сварки еще выше. Так, на сплаве Ti-6А1-4V-2Sn удовлетворительные свойства зоны термического влияния получаются лишь при сварке с предварительным подогревом до 260°С. Это не меняет фазовый состав (а+а`+ +в), но увеличивает количество остаточной в-фазы за счет уменьшения а`. В то же время сварные конструкции подобного сплава без олова считают возможным не отжигать после сварки.
Металл шва - это литой металл с присущими ему специфическими свойствами. В крупнокристаллической литой структуре распад твердого раствора при охлаждении происходит в пределах в-зерен (рис. 30). Причем иглы пересыщенной мартенситной фазы обычно одинаково направлены в пределах зерна, как и в деформированном металле после нагрева в в-области. Свойственная литому металлу дендритность в швах а+в-сплавов не выявляется. Это затрудняет исследования кристаллизации и оценку влияния способа сварки и погонной энергии на строение шва, не позволяет выявить и химическую неоднородность, образующуюся в процессе затвердевания.
Неоднородность в швах титановых сплавов исследовали микрорентгtноспектральным методом. При содержании в шве до 2,94% Мо, 4,73% V, 1,67% Сr и 0,9% Fe легирующие элементы распределены практически равномерно. Дальнейшее увеличение их количества приводит к появлению значительной неоднородности особенно в случае легирования железом и молибденом. Повышение концентрации А1 до 6% способствует понижению степени неоднородности всех элементов. Прямой зависимости между количеством легирующих элементов и неоднородностью установлено не было. В сплавах с ванадием степень неоднородности минимальна. Наиболее равномерное распределение элементов в швах может быть получено при многокомпонентном легировании.
Попытки модифицирования швов с целью уменьшения размера зерна пока не дали положительных результатов. Имеются сведения о модифицирующем действии рения и циркония в титановых швах, об измельчении литой структуры при введении никеля, палладия, редкоземельных элементов, однако применяются в основном только добавки циркония.
Особо важное значение для швов имеет содержание в них примесей газов (кислорода, азота, водорода). Это связано с более резким влиянием примесей внедрения на свойства литого металла, чем деформированного и значительно большей вероятностью загрязнения шва по всему сечению по сравнению с зоной термического влияния. Максимальное содержание газов в швах должно быть меньше, чем в основном металле, что обычно достигается чистотой присадочной проволоки. Например, допустимое содержание водорода в сплаве ВТ6 может достигать 0,015-0,02% без существенного понижения механических характеристик металла. В то же время для швов это значение не превышает 0,01%. Допустимое содержание кислорода в швах сплава ВТ6С должно быть не более 0,1%, в противном случае понижается ударная вязкость сварных соединений и повышается чувствительность к надрезу.
 Снижение вредного влияния примесей внедрения, в частности кислорода, на свойства швов дает легирование цирконием, который вводится в металл или в сварочную проволоку. Это объясняется связыванием кислорода цирконием и снижением эффективности блокировки дислокаций. Образование мелкодисперсных окисных фаз при наличии циркония в а-сплавах титана подтверждено в работах И. И. Корнилова. Цирконий один из двух изморфных титану элементов, увеличивающих параметр решетки как а-, так и в-фаз при растворении в титане, что вызывает повышение растворимости кислорода и уменьшение его вредного влияния.
Большинство сварных конструкций из a+в-сплавов титана изготовляют с прочностью сварных соединений 85-100 кгс/мм2. При этом перед сваркой детали могут быть подвергнуты упрочняющей термической обработке на прочность 105-130 кгс/мм2 и тогда швы располагают в утолщенных зонах, или всю конструкцию изготовляют из сплавов в отожженном состоянии и сварные соединения после сварки или отжига равнопрочны основному металлу. В обоих вариантах для сплавов толщиной более 2-3 мм применяют многослойную аргонодуговую сварку неплавящимся электродом с разделкой кромок и использованием присадочного металла.
Более подробно вопрос выбора системы легирования швов рассмотрен в п. 6. Здесь лишь можно отметить, что во всех случаях рекомендуется присадочный металл, уменьшающий степень легирования швов по сравнению с основным металлом. Это снижает степень пересыщенности а`-фазы в швах и таким путем позволяет повысить пластичность сварных соединений.
В табл. 10 приведена ударная вязкость различных участков зоны термического влияния на сплаве ВТ6. Образцы сваривали аргонодуговой сваркой неплавящимся электродом с присадочной порошковой проволокой диаметром 2,2 мм. Эти результаты, свидетельствуют об отсутствии в зоне термического влияния участков с пониженными пластическими характеристиками.
Удовлетворительные свойства сварных соединений (табл. 11) с отжигающим валиком можно получить и на сплаве ВТ14.
Как видно из приведенных данных, сплавы ВТ6С, ВТб и ВТ 14 можно успешно сваривать погруженной дугой, сквозным проплавлением, с флюсом и порошковой проволокой. Метод сварки следует выбирать в зависимости от конструкции и технологических условий.
Электронно-лучевые швы сплава ВТ 14 толщиной 3 мм имеют свойства, близкие к соединениям, выполненным АДСНп, если при сварке лучом применяются определенные технологические приемы. В частности, хрупкость сварных соединений в состоянии после сварки объясняется наличием подрезов в шве, а повышение пластичности в результате вибрации луча вдоль шва при сварке - устранением этих концентраторов напряжения. Несомненно, подрезы влияют на характер разрушения, но в данном случае не менее важно изменение термического цикла и процесса кристаллизации в результате вибрации луча.
Несмотря на высокие скорости нагрева, кристаллизации и охлаждения при ЭЛС попытка использовать этот метод для соединения деталей, предварительно подвергнутых упрочняющей термической обработке с целью сохранения высокого уровня прочности, не привела к положительным результатам.
Все это свидетельствует о том, что однозначных рекомендаций о применении электронно-лучевой сварки для изготовления сварных конструкций из а+в-сплавов еще нет. В каждом конкретном случае этот вопрос следует решать отдельно. Можно лишь отметить большую перспективность электронно-лучевой сварки при изготовлении толстолистовых конструкций. Именно в этом направлении авторами данной книги проведены исследования по сварке электронным лучом сплава ВТ14 толщиной 12 и 24 мм. Установлено, что ЭЛС можно рекомендовать для соединения деталей и узлов из сплава ВТ14 средней и большой толщины. Однако эти соединения требуют обязательного отжига для повышения механических характеристик и работоспособности сварных конструкций.
При электронно-лучевой сварке титановых сплавов прочностные и пластические свойства металла шва при статических нагрузках и его долговечность при циклических нагрузках во многом зависят от вида и размеров пор, образующихся при кристаллизации.
На пористость оказывают значительное влияние режимы сварки, однако как по данным авторов данной книги, так и по результатам работ Б. Л. Груздева и А. И. Горшкова полностью исключить поры при ЭЛС очень трудно.
При увеличении степени легирования металла шва увеличивается опасность хрупких разрушений из-за понижения пластичности и наличия таких дефектов, как распрсстраненная микропористость. Это позволяет сделать вывод, что для сварных соединений большой толщины электронно-лучевую сварку целесообразно применять на сплавах с суммарным содержанием в-стабилизаторов не более 3,0-4,5%, т. е. типа ВТ6С, ВТ6 и ВТ14.
При способах сварки непосредственным проплавлением сплавов типа ВТ6С, ВТ6, ВТ14 с содержанием в-стабилизаторов в пределах 3,5-6% в металле шва образуется мартенситная игольчатая а`-фаза с различной величиной игл. Размер игл зависит от скорости охлаждения и с ее повышением резко увеличивается.
При нагреве, а также при приложении сравнительно небольшой (20%) активной нагрузки идет интенсивное в→а-превращение (рис. 34, в). На рис. 35 показано изменение удельного электросопротивления при нагреве образцов из сплава ВТ22, охлажденных с различной скоростью в установке ИМЕТ-1.
Наблюдаемое при нагреве образцов изменение удельного электросопротивления характерно для метастабильной в-фазы. При нагреве от 20 до 160°С электросопротивление уменьшается. Подобное уменьшение при нагреве было обнаружено в сплаве Ti-20% V, а также в системах Ti-Мn (3,66-13,3% Мn), Ti- Сr (9-12% Сr) и Ti-Мо (8-15% Мо).
Увеличение удельного электросопротивления при температуре 160-300°С, по-видимому, связано с ранними стадиями распада в-фазы (расслоением в-твердого раствора или образованием высокодисперсной в-фазы), которые не обнаруживаются рентгено-структурным методом.
При 370-400°С в интервале существования в-фазы наблюдается замедление увеличения электросопротивления. Превращение со-фазы (образование а- и в-фазы) происходит при 400-550° С и сопровождается значительным уменьшением электросопротивления. Такой характер изменения элекросопротивления так же, как и в случае распада а`-фазы, объясняется не только увеличением количества в-фазы, но и существенным уменьшением температурного коэффициента электросопротивления метастабильных фаз.
В интервале температур 550-600°С происходит стабилизация в-фазы, обогащение ее легирующими элементами, сопровождающееся увеличением электросопротивления. С дальнейшим повышением температуры состав и количество а- и в-фаз изменяются в соответствии с диаграммой состояния, поэтому электросопротивление уменьшается вплоть до перехода сплава в однофазное состояние.
Выше указывалось, что скорость охлаждения металла околошовной зоны при сварке плавящимся электродом титановых сплавов большой толщины в интервале температур 900-600°С (в интервале фазовых превращений) составляет 10-15°С/с. Однако следует учитывать, что длительное время металл околошовной зоны пребывает при температурах 200-300°С. Выдержка при этих температурах может привести к распаду зафиксированной метастабильной в-структуры и образованию промежуточных метастабильных фаз, а также к в→а - распаду.
Такой эффект наблюдается на практике. В реальных условиях сварки, несмотря на то, что ωoxл= 10в20°С/с, в-структура фиксируется далеко не всегда. В случае сварки металла большой толщины в околошовной зоне возможна реализация процессов, которые рассмотрены при нагреве метастабильной в-структуры.
Более сложное термическое влияние процесса сварки наблюдается при многопроходной сварке титановых сплавов критического состава большой толщины. В определенных участках зоны термического влияния происходит многократное накладывание термического воздействия каждого последующего прохода.
Таким образом, наиболее реальным методом улучшения свойств околошовной зоны является термическая обработка после сварки. | 
НОВЫЕ ОБЪЯВЛЕНИЯ
НОВОСТИ
НОВЫЕ СТАТЬИ