Свойства никеля. Никель обладает рядом весьма ценных свойств: повышенной жаропрочностью, стойкостью против корро­зии, сохранением постоянства механических свойств в большом диа­пазоне температур и др. Поэтому его широко применяют как кон­струкционный материал в химической промышленности, авиации, энергетике, реактивной технике и др. Как и медь, никель кристал­лизуется в гранецентрированной кубической решетке с близкими ей параметрами и так же не испытывает полиморфных превращений. Некоторые данные о физико-механических свойствах никеля при­ведены ниже:

Плотность, г/сл8........................................................... 8,8

Температура плавления, °С........................................ 1455

» кипения, °С.................................. 2730—3080

» плавления NiO, °С................................ 2090

Средняя удельная теплоемкость в интервале

20—1630 °С, кал/(г • °С)................................. 0,1783

Теплопроводность в интервале 20—100 °С

кал/(см • сек - °С)............................................... 0,1428

Коэффициент линейного расширения в интер­вале 25—900 °С, 1/°С {ІЗ, 34-18,6)I0~e

ов, кГ/мм2, в отожженном состоянии. . . 28—30

» в литом » ... 35—42

» в кованом » ... 54—61

5, %, в отожженном состоянии..................... 40—50

» в литом » 20—30

» в кованом » ...... 31—37

Е, кг! мм2 ........................................................... 21 000—23 000

Никель хорошо обрабатывается в холодном и горячем состоя­нии. В первом случае после деформации он наклепывается и упроч­няется. Для этого металла в литом состоянии характерна дендрит­ная структура, а после отжига — полиэдрическая. В химическом отношении никель малоактивен, а образующаяся на его поверхно­сти плотная и прочная окисная пленка создает ему устойчивость против атмосферной коррозии и коррозии в растворах щелочей, некоторых солей и кислот.

Чтобы устранить вредное влияние серы, всегда присутствую­щей в никеле, целесообразно вводить в металл Мп (до 1,5%) и Mg (до 0,1%), образующие тугоплавкие сульфиды, которые распола­гаются не на границах зерен, а в самих зернах. Образование подоб­ных эвтектик возможно также примесями Bi, Pb, Sb, As, Se и Cd, содержание которых в никеле и его сплавах не превышает 0,002 — 0,005%. Кремний (при содержании > 0,3%) и титан (если его > > 1,2%) усиливают склонность никеля к горячим трещинам. Однако весьма полезны небольшие добавки титана, которые оказывают на металл раскисляющее и модифицирующее дейст­вие.

Никель достаточно стоек к окислению при нагреве, однако при­сутствие в металле марганца и серы ухудшает эту стойкость, а хрома, кремния и алюминия — повышает ее. В процессе нагрева никель активен по отношению к сере и сернистым соединениям и может образовывать с ними легкоплавкие смеси, способствующие возник­новению кристаллизационных трещин в металле.

Следует иметь в виду, что Си, Со и Fe образуют с никелем твердые растворы, a S, N2 и О», которые нерастворимы в никеле, дают с ним химические соединения типа сульфидов, малоустойчивых нитридов и оксидов различного состава.

Свариваемость никеля. К числу основных проблем свариваемо­сти никеля относятся следующие:

1) склонность никеля к образованию трещин и пор в наплав­ленном металле;

2) появление при повышенных температурах на поверхности металла оксидов никеля;

3) пониженные литейные свойства никеля.

Отсутствие фазовых превращений в никеле способствует транс - кристаллитному строению металла шва, а следовательно, и воз­никновению кристаллизационных трещин. В этом случае легко­плавкие эвтектики различных при­месей, которые сосредоточены на границах крупных столбчатых кри­сталлов и ослабляют связи между ними, становятся участками, по которым развиваются горячие тре­щины. Наиболее вредной примесью, нерастворимой в никеле, является сера, которая образует легкоплав­кую сернистую эвтектику Ni3S2+Ni с температурой плавления 644 °С (рис. 220).

Для борьбы с кристаллизацион­ными трещинами при сварке ни­келя можно использовать различ­ные способы. Хорошие результаты дает введение в металл сварочной ванны небольших количеств мо­дификаторов типа Ті, А1, Mo, Sr и Се, которые способствуют полу­чению мелкозернистой структуры металла (рис. 221). На струк­туру чисто аустенитных швов никеля благотворно влияет также правильно выбранный режим сварки и термическая обработка свар­ных соединений. Применение повышенной погонной энергии укруп­няет структуру наплавленного металла.

Чтобы снять сварочные напряжения и улучшить структуру ме­талла, нужно нагреть сварное соединение до температуры 700— 800 °С и затем охладить его на воздухе. В этом случае удается полу­чить мелкозернистую, дезориентированную структуру металла, обладающую высокими механическими и коррозионными свой­ствами.

Появление пор в сварных швах при сварке никеля связано с осо­бенностями растворения газов (Н2, 02 и N2) в сварочной ванне и ее дегазации в процессе охлаждения и кристаллизации.

Водород растворяется в никеле лучше, чем в железе и меди (см. рис. 217, б). Однако при переходе никеля из жидкого состоя­ния в твердое растворимость водорода в нем изменяется сравни-

Содержание газа - принеси. % а б Рис. 222. Влияние примесей на пористость никеле­вых швов при аргонодуговой сварке.

тельно мало (примерно в 1,7 раза, тогда как для других газов — в 20—30 раз). Поэтому только значительная концентрация водо­рода в атмосфере дуги (более 35%) может вызвать появление «во­дородной хрупкости» и пор в сварных швах.

Вредное влияние водорода заметно усиливается, если одновре­менно с ним в металле присутствует кислород. Последний активно растворяется в никеле. При изменении температуры сварочной ванны от 1700 С до температуры плавления растворимость кисло­рода в никеле уменьшается примерно в 20 раз. Избыточный кисло­род не успевает выделиться из жидкого металла, и образующаяся NiO взаимодействует как с водородом, так и с углеродом, содержа­щимся в никеле в небольших количествах, т. е.

NiO + 2H^Ni + Н20;

NiO + С? СО + №.

Выделение паров воды и окиси углерода, объем которой может быть весьма значительным, приводит к образованию пор в швах.

И все же наиболее сильное влияние на образование пор в нике­левых швах оказывает азот. Это видно из рис. 222, где показано влияние примесей водорода (кривая 4), кислорода (3), воздуха (2) и азота (1) к аргону при аргонодуговой сварке на пористость швов. Если при сварке неплавящимся электродом (рис. 222, а) содержа­ние азота в смеси р аргоном, достаточное для появления пор,

составляет 0,05%, то кислорода должно быть > 2%. Еще более яркая картина для сварки плавящимся электродом (рис. 222, б).

Поры азот вызывает по причине резкого падения растворимости его в жидком никеле (примерно в 60 раз) при выходе из зоны дей­ствия дуги. Некоторое добавление водорода к аргону, в составе ко­торого есть небольшое количество кислорода и азота, может сни­зить пористость в швах. Это объясняется образованием в газовой фазе нерастворимых соединений 0Н, Н20, а также более интенсивным выходом из ванны пузырьков азота за счетдиффузии в них водорода.

Для предупреждения пористости в металле шва при сварке никеля нужно:

1. Обеспечить эффективную защиту зоны сварки от проникно­вения азота, кислорода и водорода.

2. Возможно полнее раскислять металл ванны и обеспечивать связывание водорода в газовой фазе (с получением нераствори­мых в металле соединений). Наиболее целесообразно раскислять никель марганцем, алюминием, титаном.

При сварке в среде аргона и попадании в газовую среду азота и кислорода можно использовать добавку к аргону до 15—20% Н2. Для связывания азота целесообразно вносить в сварочную ванну элементы-нитридообразователи.

3. Назначать режимы сварки, обеспечивающие малую глубину проплавления металла и замедленное охлаждение его для лучшей дегазации сварочной ванны.

Окисление никеля при сварке нежелательно также по таким причинам:

1) NiO является тугоплавким соединением, затрудняющим про­цесс сварки;

2) закись никеля образует с никелем эвтектику Ni — NiO с тем­пературой плавления ~ 1438 °С, которая располагается по грани­цам зерен и приводит к хрупкости металла;

3) NiO растворима в никеле и повышает общее содержание кис­лорода в металле.

Таким образом, при сварке никеля нужно создавать надежную защиту зоны сварки от проникновения кислорода и использовать как прямые раскислительные процессы, так и связывание закиси никеля на поверхности сварочной ванны в комплексные соединения,

удаляемые в шлак.

Свариваемость сплавов на основе никеля. Все никелевые сплавы по их применению в технике можно разделить на четыре группы: .1) конструкционные коррозионно-стойкие; 2) жаропрочные; 3) элект­ротехнические и 4) специального назначения (например, для маг­нитов — пермаллой, для деталей приборов с минимальным расши­рением при нагревании — инвар и др.).

Для изготовления сварных конструкций применяют преиму­щественно сплавы 1-й и 2-й групп. Из сплавов 1-й группы широко известен монель-металл МНЖМц 28-2,5-1,5, т. е. сплав никеля с медью и небольшими добавками железа и марганца. По структуре

этот сплав относится к типу твердых растворов, так как медь и ни­кель неограниченно взаимно растворимы, а добавки железа и мар­ганца самостоятельных фаз не образуют. Свариваемость монель- металла аналогична свариваемости никеля. Сплавы 2-й группы при­меняются в энергетическом машиностроении, реактивной технике и других отраслях промышленности.

Ухудшенная свариваемость жаропрочных никелевых сплавов связана со склонностью как шва, так и околошовной зоны, к обра­зованию кристаллизационных трещин, а также с трудностью по­лучить металл шва той же жаропрочности, что и основной металл.

Появление кристаллизационных трещин в шве объясняется теми же причинами, что и при сварке никеля. Повысить стойкость швов против трещин можно, если легировать металл до 14% Мо.

Трещины в околошовной зоне возникают вследствие расширен­ного ТИХ у этих сплавов. Чтобы предупредить образование трещин, нужно создать условия, при которых деформационная способность околошовной зоны в ТИХ была бы достаточно высока. Это обеспе­чивают термообработкой сплава перед сваркой (аустенизацией при температуре 1050 °С). В результате получают мелкозернистую структуру. Кроме того, для снижения темпа нарастания деформа­ции рекомендуется регулировать тепловой режим сварки.

Получение жаропрочности шва, равноценной жаропрочности основного металла, затруднено из-за выгорания Ті и А1, имеющихся в никелевых сплавах (табл. 49). Эти элементы образуют мелкозер­нистые частицы тугоплавких интерметаллических соединений типа Ni3AI, ТіАІя, повышающих жаропрочность. Наиболее полно эти примеси удается сохранить в шве при аргонодуговой сварке с при­менением специальной проволоки.

Таблица 49 [23]

Химический состав наиболее типичных жаропрочных сплавов Состав, % сплава N1 Сг Ті АІ Мо Nb N V в Fe Се ЭИ598 ост. 15—1!) 1,9—2,8 1—1.7 4—6 0,5—1,3 2—3,5 _ до 0,01 5 0,02 ЭИ618 (ЖСЗ) » 14—18 1,6—2,3 1,6—2,2 3-4,5 — 4,5—6,5 до 0,3 до 0,02 до 8 — § 56. СВАРИВАЕМОСТЬ АЛЮМИНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ

чем у железа), а также повышенным коэффициентом линейного рас­ширения (почти в 2 раза большим, чем у железа). В связи с большой теплоемкостью и скрытой теплотой плавления (см. ниже) для рас­плавления алюминия нужно затратить значительное количество тепла.

Температура плавления А], °С............................................ 658

Температура кипения, "С................................................... 2500

Теплопроводность при 300 °С, кал/(см ■ сек °С) . 0,65

Теплоемкость при 300 °С, кал/(г - °С) ... 0,24

Скрытая теплота плавления, кал/моль............................. 2500

Коэффициент линейного расширения, 1/°С.... 2,38-Ю~6

Электропроводность, ом~* • см~1 ■ 10~4.................... 33—37

Плотность, г/см3 .................................................................. 2,7

На воздухе алюминий покрывается прозрачной, тонкой, но плот­ной пленкой окиси алюминия А12Оа, защищающей металл от кор­розии в воздушной среде, морской воде и в ряде окислительных сред слабой агрессивности. Окись алюминия А12Оа очень тугоплавка: температура плавления ее 2050 °С. Окисная пленка на алюминии имеет высокую адсорбционную способность к парам воды, связывае­мой в гидрат окиси алюминия, или кристаллический байерит А1203 • ЗН20. Однако при высоких температурах гидроокись алю­миния разлагается. У окисной пленки коэффициент теплового рас­ширения почти в 3 раза меньше, чем у алюминия, а электрическое сопротивление— высокое (1 • 107 ом • см).

Механические свойства металла значительно зависят от харак­тера его обработки. Так, технический алюминий в состоянии отжига имеет невысокую прочность (оп = 7 - ь 10 кГ/мм2) и твердость (ИВ 20—25), но хорошую пластичность (6 = 35-г - 40%; ф = 80%). Однако прочностные свойства можно значительно увеличить нагар - товкой — пластическим деформированием в холодном состоянии. При этом происходит дробление зерен, нарушающее начальное кри­сталлическое строение металла и затрудняющее развитие дальней­ших сдвигов по плоскостям спайности зерен. Алюминий с повышением температуры заметно разупрочняется, но пластичность его в этом случае возрастает.

Примеси повышают прочность алюминия, но снижают его плас­тичность, сопротивляемость коррозии и другие свойства. Наиболее часто в нем встречаются такие примеси, как Fe, Si и Си. В зависи­мости от их содержания различают следующие марки алюминия: А97, А7, А6, А5, АО.

Железо в алюминии не растворяется и при содержании 1,7% образует железо-алюминиевую эвтектику А1 ф AlaFe. Кремний также почти не растворяется в алюминии и находится в нем в виде отдель­ных включений. Включения кремния и железо-алюминиевых соеди­нений повышают прочность алюминия и придают ему хрупкость. При последующем отжиге удается повысить пластичность металла за счет объединения разбросанных включений в более крупные

участки округлой формы, сосредоточенные преимущественно на границах зерен.

Специальная добавка к алюминию в различных количествах и сочетаниях таких элементов, как Си, Si, Mn, Fe и Сг, позволяет получить сплавы с разнообразными свойствами. Некоторые из этих сплавов подвергают термическому упрочнению, после которого они по механической прочности не уступают отдельным маркам малоуглеродистой стали, сохраняя ценное свойство алюминия малую плотность.

Таким образом, многие алюминиевые сплавы обладают сочета­нием весьма ценных свойств — легкости, прочности и стойкости против коррозии наряду с высокой тепло - и электропроводностью. Это обусловливает их широкое применение в современной технике в качестве конструкционного материала.

Алюминий и алюминиевые сплавы можно разделить на две боль­шие группы:

1) деформируемые материалы, применяемые в катаном, прес­сованном и кованом состояниях;

2) литейные материалы, используемые в виде литья (силумины).

Деформируемые материалы в свою очередь подразделяют на ма­териалы, термически неупрочняемые, к числу которых принадле­жат алюминий и сплавы его с марганцем и магнием (АМц и АМг), и материалы, термически упрочняемые, к которым следует отнести сплавы алюминия с медью и марганцем (дурадюмины Діб, Д16Т идр.).

Большинство сварных конструкций изготовляют из деформируе­мых термически неупрочняемых сплавов алюминия (табл. 50), не подвергающихся нагартовке.

Таблица 50

Состав и свойства некоторых деформируемых термически неупрочняемых алюминиевых сплавов Марка Система Содержание элементов, % (не более или пределы) Прочие элементы * * t-, V С t> ** * -*Ч * «г vP О «О Си Mg Мп Fe SI Zn АМц А1—Мп 0,2 0,05 1.0—1,6 0,7 0,6 0,1 0,1 13 5 20 АМг5В AI— Mg — 4,8—5,5 0,3—0,5 0,5 0,5 0,2 0,02—0,2 28 13 15 АМгб » 0,1 5,8—6,8 0,5—0,8 0,4 0,2 0,2 0,02—0,1 (Ті) 32 16 15 Примечание. А1 — основа. Все сплавы — в отожженном состоянии.

Высокопрочные термически упрочняемые сплавы алюминия типа дуралюминов вполне удовлетворительно свариваются контакт­ной, особенно точечной, сваркой. Способы сварки плавлением для получения соединений из таких сплавов применяют редко.

Специфическим для алюминия и его сплавов способом обработки служит холодная сварка. Ограниченно используется сварка и при изготовлении конструкций из недеформируемых литейных сплавов типа силуминов — преимущественно как средство устранения дефектов литья.

Свариваемость алюминия и его сплавов. Проблемы ме­таллургического характера:

1. Образование окисной пленки А1203 в з о н е сварки. Вследствие высокой химической активности алюминия по отношению к кислороду на поверхности алюминия быстро появ­ляется тугоплавкая пленка окиси алюминия А1203, скорость обра­зования которой с повышением температуры нагрева резко возра­стает. При сварке плавящимся электродом такая пленка покрывает не только поверхность сварочной ванны, но и капли расплав­ляемого электродного металла, что препятствует их сплавлению с основным металлом.

В зависимости от модификации окисная пленка имеет различ­ную плотность: вначале, при температуре ниже 500 °С, образуется аморфная пленка; при более высоких температурах она приобретает кристаллическую модификацию у-А1203 (плотность 3,77 г! см3): при температуре 1000 °С и выше кубическая у-А1203 перестраивается в гексагональную а-А1203 с плотностью 4,0 г/см3. Большая плот­ность окисной пленки, по сравнению с плотностью алюминия, за­трудняет ее удаление из жидкого металла и приводит к форми­рованию хрупких включений, нарушающих однородность металла и снижающих его механические свойства.

Удаление образовавшихся оксидов с поверхности металла и за­щита от окисления жидкого металла и околошовной зоны — одна из важнейших задач при сварке алюминия и его сплавов.

В большинстве случаев механически зачистить и химически протравить поверхность металла перед сваркой недостаточно, так как в процессе нагрева вновь образуется А1203. Более эффективное средство — удалить окись алюминия в процессе самой сварки и защитить металл от дальнейшего окисления. Обычно этого дости­гают, применяя особые покрытия и флюсы. В некоторых случаях те же результаты дает дробление пленки под действием «ка­тодного распыления», наблюдаемого при сварке в инертных газах.

Механизм воздействия покрытий и флюсов на окись алюминия довольно сложен. Основу их составляют легкоплавкие смеси хло­ристых солей щелочных и щелочноземельных металлов с добавле­нием небольшого количества фтористых соединений. При расплав­лении таких покрытий и флюсов создается шлак, в котором окисная пленка несколько растворяется и химически связывается. РастЕо - рение пленки в шлаке достигается за счет фторидных соединений (фторидов, криолита), однако эффект этого процесса невысок. Более значительна роль химического взаимодействия хлоридов с окис­ной пленкой, т. е.:

А1г03 -f 6КС1 =* 2А1С13 + ЗКА

Поскольку A1Q3 — легкоплавкое соединение (температура кипе­ния 183 °С), то он покидает поверхность металла. Однако присут­ствующая в остатках шлака К20 может вызвать коррозию алюми­ния, так как

К20 + НаО = 2КОН

и далее

2А1 + 2КОН + 2НяО = 2КА10а + ЗН2.

Поэтому остатки прореагировавшего шлака тщательно удаляют.

Исследования последних лет показали, что происходит не только растворение и химическое связывание окисной пленки, но и ее раз­рыхление, смывание в шлак. Схема процесса такова: вследствие раз­личия в коэффициентах линейного расширения алюминия и пленки в последней образуются мельчайшие трещины. Сюда затекает жидкий шлак, содержащий хлориды. При взаимодействии алюминия с хло­ридом образуется хлорид алюминия А1С13. Его пары и отрывают частицы окисной пленки от поверхности металла. Активизирующая роль фторидов в этом случае объясняется тем, что, растворяя окись алюминия, они разъедают границы трещин, образующихся в пленке, и тем облегчают доступ жидкого флюса или покрытия к металлу под пленкой.

Разрушение окисной пленки на поверхности жидкого металла действием электрического тока наблюдается только при аргоноду­говой сварке. В этом случае вследствие бомбардировки катодного пятна положительными ионами аргона, обладающими значительной кинетической энергией, тонкая окисная пленка, покрывающая ка­тод, разрушается и испаряется. Если катодом сделать сварочную ванну, то при перемещении по ее поверхности катодного пятна окис­ная пленка будет как бы разрезаться и оттягиваться к краям ванны под действием сил поверхностного натяжения. Защита же ванны аргоном не позволяет окисной пленке образоваться вновь. Однако таким способом можно удалить только относительно тонкую пленку, поэтому ему предшествует очистка свариваемых кромок от окиси алюминия механическим или химическим путем.

2. Образование пор при сварке алюми­ния и его сплавов. Многочисленными исследованиями установлено, что пористость металла при сварке алюминия и его сплавов вызывается водородом. Однако причины возникновения пористости пока еще не имеют достаточно полного теоретического объяснения.

Известно, что водород мало растворяется в твердом алюминии и больше— в жидком (рис. 223). В жидком алюминии при темпе­ратуре плавления растворяется водорода 0,69 см3/100 г металла, а в твердом (при той же температуре) — лишь 0,036 см3/100 г, т. е, только 5,2% от его растворимости в жидком металле. Следовательно, при кристаллизации алюминия из раствора должен выделиться почти весь водород. Если учитывать также, что атомы водорода

/

в алюминии малоподвижны из-за низкого коэффициента диффузии, а десорбция водорода из ванны затруднена наличием окисной пленки, то станет очевидной возможность появления в металле пористости. Образование пор в металле облегчается наличием готовых зароды-

Рис. 224. Схема образования зародышей пузырьков ш ча­стицах, не смачиваемых жидкостью.

шей 3 пузырьков (рис. 224). Ими становятся микрополости на не­ровной поверхности твердых частиц / (в основном оксидов), нахо­дящихся во взвешенном состоянии в расплаве 2 и не смачиваемых

им. Диффундируя в эти несплош- ности, атомарный водород пере­ходит в молекулярную форму и при благоприятных условиях увеличивает газовые пузырьки. Так как скорость всплывания та­ких пузырьков вместе с окисными пленками невысока, вероятность порообразования становится боль­шой.

Зарождаются и развиваются поры в сварочной ванне до нача­ла кристаллизации, при концент­рации водорода, растворенного в жидком алюминии, более 0,69 см3/100 г. Это видно и из рис. 225: расположение пор не связано с особенностями формиро­вания слоев и столбчатых кристал­лов, а сферическая форма пор подтверждает, что они возникли и развивались в жидком металле при его охлаждении.

Возникает вопрос, какие источники водорода способны оказы­вать наибольшее влияние на концентрацию его в сварочной ванне. Как оказалось, существенную роль может играть присутствие
влаги, адсорбированной на поверхности основного металла, и осо­бенно проволоки. В этом случае алюминий в зоне сварки взаимодей­ствует с влагой:

2А1 + ЗНаО - А1г03 + 6Н. (VIII.2)

Процесс протекает непосредственно на поверхности металла и по­этому в слоях атмосферы, находящейся в контакте с ним, создается высокое парциальное давление атомарного водорода, насыщающего жидкий металл.

При сварке сплавов алюминия, например алюминиево-магние­вых АМг, наиболее чувствительных к пористости, к моменту расплав­ления металла реакция (VIII.2) может не закончиться. Связано это с тем, что окисная пленка на поверхности металла, состоящая из А1203, MgO и магнезиальной шпинели А1203 • MgO, очень рыхлая и поэтому способна адсорбировать влагу более значительно, чем обычная окисная пленка на алюминии. Попадая в сварочную ванну, частицы такой пленки несут с собой остатки непрореагировавшей влаги, которая, разлагаясь в металле, выделяет водород, образую­щий пузыри. В этом случае поры возникают и развиваются на раз­личных стадиях расплавления и кристаллизации металла, поэтому и форма пор может быть разной. Кроме сферической, может быть: угловатая форма (если развитие пор продолжалось до завершающей стадии кристаллизации); в виде разветвленных каналов, повторяю­щих форму включений легкоплавкой фазы (в частично закристалли­зовавшемся металле); в виде скопления рыхлот, которые появля­ются в твердом металле вследствие увеличения в объеме усадочных микронесплошностей, и пр.

Для борьбы с водородной пористостью при сварке сталей исполь­зуют реакцию образования окиси углерода, заставляющую ванну «кипеть» и тем самым способствующую удалению водорода. Кроме того, весьма благоприятны процессы связывания водорода в газо­вой фазе, протекающие с образованием нерастворимых в металле соединений типа HF и ОН; достигаемое таким путем снижение пар­циального давления водорода уменьшает его растворимость. Иначе обстоит дело при сварке алюминия. Здесь ванна очень спокойна и окись углерода из металла не выделяется. Отсутствуют усло­вия для образования в газовой фазе устойчивых соединений, подоб­ных HF и ОН, вследствие чего водород беспрепятственно растворя­ется в жидком металле.

Все сказанное позволяет наметить следующие общие пути борьбы с пористостью при сварке алюминия и его сплавов:

1) тщательной очисткой металла от взвесей и ограничением кон­центрации водорода в нем предупредить возможность возникнове­ния в сварочной ванне устойчивых зародышей пузырьков. Если пер­вое практически реализовать трудно, то второе осуществляется созданием условий, исключающих или резко уменьшающих возмож­ность попадания влаги в зону сварки;

2) выбрать оптимальный режим сварки, при котором либо было бы задержано развитие зародышей пузырьков (малая погонная энергия), либо образовавшиеся пузырьки успели удалиться из ванны до начала кристаллизации (повышенная погонная энергия).

3. Кристаллизационные трещины в метал­ле шва при сварке алюминия и его спла­вов. При этой сварке наблюдается сочетание двух весьма небла­гоприятных факторов, снижающих стойкость наплавленного металла против образования кристаллизационных трещин:

1) грубая столбчатая структура наплавленного металла с денд­ритным и транскристаллитным строением;

Рис. 226. Макроструктура сварного шва.

2) происходящая в процессе кристаллизации металла ликвация примесей, образование различных эвтектик и выпадение избыточ­ных фаз.

Типичная макроструктура сварного соединения из алюминия (рис. 226, а) и сплава АМц (рис. 226, б) показывает, что размеры кристаллитов возрастают от периферии к центру; зависят они от ве­личины исходного зерна. Такой характер структуры металла спо­собствует развитию кристаллизационных трещин. Однако большое значение при этом имеет химический состав металла и характер его первичной кристаллизации.

Алюминий — мопоморфный металл и ни с одним из элементов не образует непрерывного ряда растворов. В зависимости от леги­рующего элемента алюминий может давать перитектические, моно - тектические и эвтектические сплавы.

В сплавах перитектического типа и во многих сплавах эвтекти­ческого растворимость легирующего элемента незначительна. Только в некоторых эвтектических сплавах есть области ограниченных твердых растворов с уменьшающейся при понижении температуры растворимостью легирующего элемента (легирование Mn, Си, Mg. Zn, Si и др.). На этом и основано явление упрочнения в таких си­стемах (эффект старения).

Наибольшей потенциальной возможностью образования кристал­лизационных трещин отличаются сплавы эвтектического типа, леги­рованные такими элементами, как Си, Si, Zn, способными создавать с алюминием легкоплавкие эвтектики. В этих сплавах, кристалли­зующихся в расширенном интервале температур, образуется нерав­новесная, метастабильная структура псевдоэвтектики. Последняя характеризуется тем, что в тонких прослойках ее выделяется твер­дый раствор основного металла, пристраивающийся к первичным дендритам этой же фазы, а по границам зерен и между осями денд - ритов располагается вторая фаза эвтектики. Обычно второй фазой бывает химическое соединение алюминия с одним или несколькими элементами, входящими в состав сплава, или твердый раствор на основе легирующего элемента. Например, в сплавах алюминия с медью и магнием второй фазой в псевдоэвтектике выступают со­единения типа ©-фаза СиА12 или (З-фаза AlsMg5. Для сплава АМгб на рис. 227 приведена обычная микроструктура (а) и электронная микрофотография (б) металла шва, а также микроструктура основ­ного металла (в) с характерными выделениями p-фазы и Mg.,Si (со­ответственно светлая и темная составляющие). Электронная микро­фотография выявляет структуру p-фазы с мелкодисперсными вклю­чениями, по-видимому FeAl3. В зависимости от сплошности зале­гания таких эвтектических включений и их состава меняется стой­кость металла шва к кристаллизационным трещинам.

В тройных и более сложных системах алюминиевых сплавов влияние легирующих элементов может изменить поведение основ­ной двойной системы. Так, добавка Fe к системе А1 — Si связывает кремний в тройное соединение, входящее в состав тугоплавкой пери­тектики. Теперь кремний уже не растворяется в жидком ликвате. Однако если содержание его превышает содержание железа, то об­разующиеся тройные соединения типа P-(Fe — Si — А1) создают скелетообразную эвтектику в виде сплошной сетки, отличающуюся большой хрупкостью. Поэтому очень важно, чтобы даже в чистом алюминии соотношение его постоянных примесей — железа и крем­ния — lFe| : [Si] > 1. При этом 0,1% Si уже достаточно для обра­зования трещин, а 0,1 % Fe еще недостаточно для их предупрежде­ния.

В сложных сплавах алюминия особенно отрицательно сказы­ваются на стойкости против трещин малые добавки элементов, вызы­вающих расширение интервала кристаллизации. Такими добавками Еыступакт, например, магний в дуралюмине, медь — в алюминие­во-магниевых сплавах и др.

Следовательно, для повышения стойкости металла шва к обра­зованию кристаллизационных трещин при сварке алюминия и его сплавов нужно стремиться к получению мелкозернистой структуры металла с прерывистым расположением включений второй фазы.

Очень большое значение имеет правильный выбор присадочного металла. Чтобы получить свойства металла шва, близкие к свой­ствам основного металла (прочность, пластичность; коррозионную

Рис. 227. Микроструктура металла шва из сплава АМгС (а) и его же электронная микрофотография (б); микроструктура основ­ного металла АМгб (в).

стойкость, теплофизические характеристики и пр.), целесообразно использовать присадочный металл того же состава, что и основной - Однако из-за повышенной склонности большинства сплавов алюми* ния к кристаллизационным трещинам более рационально приме­нять присадочный материал, который, отличаясь по составу от сва­риваемого сплава, обеспечил бы проведение эффективного комплекс­ного легирования с использованием модификаторов. Так, для техни­ческого алюминия и сплавов АМг, склонных к трещинам при [Fe]: [Si] < 1, применяют сварочные материалы, позволяющие вво­дить в металл шва недостающее количество Fe. При сварке сплавов АМг системы А1 — Mg, а также сплавов АВ, в качестве присадки пользуются сплавом АК (силумин), содержащим до 6% Si. Здесь кремний, образующий ликват, хорошо «залечивает» возникающие трещины и сужает интервал твердо-жидкого состояния. При сварке сплавов АМг возможно применение присадки АМгЗ, обеспечивающей получение металла шва, также не склонного к трещинам, но имею­щего более высокие остальные характеристики. Для сварки дуралю - мина системы А1 — Си — Mg', весьма склонного к трещинам в шве и околошовной зоне, наиболее целесообразно легировать шов тита­ном, медью и никелем, используя присадочный материал типа В61. Образующийся в этом случае интерметаллид CuNiAl приводит к резкому снижению трещинообразования.

Проблемы, связанные с тепловым в о з д е й - с те и е м на металл при сварке алюминия и его сплавов. Изменение структуры и свойств металла в зоне термического влияния. При сварке технического алюминия, а также сплавов типа АМц и АМг, не подвергающихся упрочнению термической обработкой, существенных изменений в зоне термического влияния не наблю­дается. Если сваривается нагартованный металл, то вследствие про­цесса рекристаллизации в зоне термического влияния может иметь место некоторое снижение его твердости. Прочность такого сварного соединения также снижается — на 10—20% по сравнению с проч­ностью основного металла (сплавы АМц и АМг).

Значительно более сложные процессы протекают в зоне терми­ческого влияния сплавов, упрочняемых термообработкой. В этом случае полнота превращений и протяженность соответствующих участков зависят от термического цикла, который в свою очередь определяется теплофизическими свойствами сплава, способом и ре­жимом сварки.

Известно, что термическая обработка упрочняемых сплавов ос­нована на увеличении растворимости легирующего элемента в ос­новном алюминиевом растворе с повышением температуры. Так, в сплаве А1 — Си растворимость меди в алюминии при комнатной температуре составляет 0,5%, а при температуре 548 °С — 5,7%. Следовательно, нагрев до определенной температуры сплав А1 — Си, можно привести его в однофазное состояние, а затем, быстро охла­див, сохранить это состояние и при комнатной температуре. Так создается пересыщенный медью твердый раствор, который в опре­деленных условиях распадается и приобретает упрочнение. Процесс этот называется старением.

При сварке сплавов, естественно и искусственно состаренных, структурные изменения в зоне термического влияния зависят от вида старения, однако в обоих случаях наиболее полные превра­щения наблюдаются при длительном тепловом воздействии на ме­талл. Для сплавов, подвергающихся, например, естественному ста­рению (сплавы АВ системы А1 — Си — Mg с упрочняющей фазой Mg2Si; сплавы Д1 и Д16 системы А1 — Си — Mg с упрочняющими фазами СиА12 и Al2CuMg и др.), можно отметить такие характерные участки в зоне термического влияния:

1) участок неполного расплавления с увеличенной шириной границ между зернами;

2) участок частичного распада пересыщенного твердого раство­ра спониженной по сравнению с основным металлом твердостью. Здесь уменьшается ширина границ между зернами, но заметно не­равномерное распределение легирующего элемента по объему зерна;

3) участок полного или частичного отжига. Наибольшее разу­прочнение и наименьшая твердость металла на этом участке наблю­даются при нагреве до 350 °С. По мере снижения температуры нагрева эффект возврата снижается повторным действием естес­твенного старения, в связи с чем твердость металла повышается и достигает значений, свойственных металлу вне зоны терми­ческого влияния. Для участка отжига характерно укрупненное зерно с увеличенной по толщине сеткой включений второй фазы.

Разные механические свойства участков зоны термического влия­ния и металла шва, получаемые при сварке плавлением термически упрочняемых алюминиевых сплавов, подобных дуралюмину, при­водят к тому, что прочность сварных соединений по сравнению с ос­новным металлом снижается в среднем на 50—60%, причем одно­временно уменьшается и пластичность. Различия в структурах различных участков также снижают коррозионную стойкость металла и усиливают его склонность к межкристаллитной кор­розии.

Получение с помощью сварки плавлением равнопрочных основ­ному металлу сварных соединений из термически упрочняемых алюминиевых сплавов до последнего времени остается сложной и еще це вполне решенной проблемой.

Холодная (холодно-прессовая) сварка алюминия и его сплавов выполняется без нагрева металла. Стремитель­ное развитие производства и применения А1 потребовало улучше­ния процессов его сварки. Существующие способы сварки А1 плав­лением («горячие» способы) в ряде случаев оказались не вполне удовлетворительными С весьма положительными результатами лет 20 назад началось использование холодной сварки А1. Сейчас, с увеличением производства А1, возрастает применение и холодной сварки. Она улучшает и удешевляет производство изделий из А1 и его сплавов.

Свойства титана и его сплавов. Среди металлов и сплавов титан и его сплавы занимают особое положение, что объясняется наличием у них комплекса ценных физико-химических и механи­ческих свойств. К этим свойствам относятся малая плотность (4,5 г/см3), высокая прочность при нормальной и повышенной тем­пературах, высокая коррозионная стойкость в различных агрес­сивных средах и в атмосферных условиях. Уже известны тита­новые сплавы, которые по прочности более чем в три раза превосхо­дят углеродистую сталь, а по коррозионным свойствам не уступают высоколегированной нержавеющей стали. Естественно, что эти сплавы — ценнейший конструкционный материал, применение ко­торого в таких отраслях промышленности, как судостроение, энер­гетика, ракетно-реактивная техника, химическое машиностроение и т. п., непрерывно растет.

Некоторые физические свойства титана в сопоставлении со свойствами других металлов приведены в табл. 51. Сравнительные данные о механических свойствах титана и некоторых сплавов его и других металлов представлены в табл. 52.

Таблица 51

Физические свойства титана и других металлов Свойство Величина для титана железа алюминия меди Температура плавления, °С 16G8 1535 658 1083 Теплопроводность, кал/(см ■ сек ■ °С) 0,041 0,20 0,504 0,96 Теплоемкость, кал/(г • °С) 0,13 0,11 0,21 0,09 Коэффициент линейного расширения при 20° С 7,14 • 10~и 12,5 - Ю-с 27 ■ 10^° 16,5 • 10~' Удельное электрическое сопротивление, ом • м Плотность, г/смЗ 47,5 • 10“8 12,0 • 10~8 3,0 • 10~в 1,72 • 10_в 4,5 7,8 2,7 8,9

Как видим, титан и, особенно, его сплавы обладают значительно большей удельной прочностью, чем конструкционные стали, алю­миниевые и магниевые сплавы. Свойства титановых сплавов суще­ственно зависят от выбранной системы легирования (табл. 53).

Вообще титан имеет две полиморфные формы: a-Ti с гексагональ­ной решеткой, которая сущесгвуег до 882 °С и [КТі с кубической объемноцентрированной решеткой, появляющейся в интервале нагрева от 882 °С до температуры плавления. Введение в титан легирующих элементов, обладающих ограниченной растворимо­стью в p-фазе, повышает температуру полиморфного превращения и стабилизирует a-фазу (рис. 228, а). К таким элементам относятся

Таблица 52 Механические свойства титана, его сплавов и сплавов других металлов Металл или сплав Предел проч­ности ав, кГ/мм1 Плотность 7, г/см3 Удельная прочность сто/т Технический титан 80 4,5 17,7 Сплав Ті с Si, Mn, С 105 4,5 23,3 Сплав Ті с N, и С Сталь ЗОХ ГСА после закалки и 133 4,5 30,0 отпуска 120 7,8 15,3 Дуралюмин Д1С 45 2,7 10,6 Сплав АІ с Mg—АМг 20 2,7 17,4 Магниевый сплав МА2 29 1,7 17,1

Таблица 53 Механические свойства и состав некоторых сплавов титана, применяемых для сварных конструкций Металл Состав, % Механические свойства Мп Мо о ЛІ V Sn ав* кГ/мм1 % ВТЗ-1 _ 1,0—2,0 1,5—2,5 4,0—5.2 95—120 10-10 ВТ4 1—2 — — 4,0—5,0 — — 85—105 15—22 ВТ5-1 — — — 4,0—5,5 — 2—3 75— 95 12—25 В Тб — — — 5,0—0,5 3,5—4,5 — 90—120 10—15 ВТ8 — 2,8—3,8 — 5,8—6,8 — — 105—125 9—16 ОТ4 1-2 — — 2,0—3,5 — — 70— 90 12—20 Примечание. Ті — осцова.

А1, С, Sn, 02, N2 и др. Введение же в титан таких элементов, как Mn, Mo, Cr, V, їй др., приводит к стабилизации p-фазы, так как они ограниченно растворимы в a-фазе и понижают температуру полиморфного превращения (рис. 228, б). Обычно р-стабилизирую - щие элементы способствуют упрочнению и повышению твердости металла.

По фазовому составу при нормальной температуре титановые сплавы можно разделить на однофазные сплавы (а или Р) и двух­фазные (а + Р)-сплавы. Однофазные сплавы термически не обраба­тывают, а двухфазные (например, ВТ6, ВТ8 и др.) в некоторых слу­чаях подвергают термической обработке (закалке и старению) для получения высоких механических свойств. При изготовлении свар­ных конструкций применяют а - и (а + р)-сплавы.

Свариваемость титана и его сплавов. Основная проблема свари­ваемости титана и его сплавов связана с получением пластичных сварных соединений. Ухудшение характеристик пластичности свар-

ного соединения по сравнению с основным металлом — это след­ствие влияния некоторых примесей и структурных превращений.

Влияние примесей и газов на пластич­ность металла. Титан и его сплавы жадно поглощают газы — 02, Н2 и N2, а также активно взаимодействуют с углеродом.

Общеизвестна высокая химическая активность титана по отно­шению к кислороду, причем она характерна не только для жидкого, но и для твердого титана, нагретого выше 350 °С. Причина в том, что при обычных температурах окисная пленка прочно удержива­ется поверхностью металла и предохраняет его от дальнейшего окис­ления, но при нагреве до температур выше 350 °С оксиды титана на-

чинают растворяться в металле, и особенно заметно — при темпе­ратуре более 600 °С. Таким образом, создаются условия для окис­ления следующих слоев поверхности и насыщения металла кисло­родом.

Не менее активен титан и по отношению к азоту: образующиеся нитриды титана при повышении температуры легко растворяются в металле и насыщают его азотом.

Кислород и азот, находясь в титане в небольших количествах, резко снижают пластичность, повышают прочность и твердость его.

Вследствие того что суммарная теплота растворения водорода в титане как гидридообразующем элементе положительна, с повы­шением температуры растворимость его в титане уменьшается. Од­нако, несмотря на это, количество Н2 в титане намного превышает его содержание в металлах, не образующих гидридов (Fe, Ni, Al). Если, например, при 500 °С растворимость Н2 в Fe составляет 0,75 с. и3/100 г металла, то в Ті — 35 400 см3/100 г металла (придав­лений 1 am). Интересны данные о растворимости водорода в жидком титане (рис. 229). Характер представленной кривой объясняется образованием и распадом гидридов. Водороде титане может нахо­диться в твердом растворе и при пересыщении последнего будет
выделяться в виде гидридов TiH в мелкодисперсной форме или в виде пластинок.

Водород резко снижает ударную вязкость металла, приводит к его охрупчиванию. Вместе с тем у титана возникает чувствитель­ность к задержанному разрушению и образованию холодных тре­щин. Склонность к трещинообразованию усиливают кислород и азот из-за общего снижения пластичности титана при формировании хрупких фаз Наиболее сильное влияние водород оказывает на а-сплавы в связи с весьма малой растворимостью в них.

Элементом, вызывающим охрупчивание титана, выступает и угле­род, который при высоких температурах растворяется в титане хо­рошо, а с понижением темпера­туры выделяется в виде весьма твердых и хрупких карби­дов ТіС.

Для ориентировочной оцен­ки свариваемости технического титана определяют эквивалент кислорода [0]э, а затем и воз­можную твердость:

[0]3 = [%0] + 2 [%N] +

+ |f%C|;

НВ =40+ 3101/iOb. (VIII.3)

Если НВ < 200, то при условии небольшого содержания водорода титан обладает хорошей свариваемостью. Например, титан, в кото­ром содержится 0,05% N2; 0,15% 02; 0,10% С и 0,015% Н2, имеет [0]э = 0,28 и НВ < 200.

Вредное влияние кислорода, водорода, азота и углерода делает непригодными те способы сварки плавлением, при которых свари­ваемый титановый сплав может оказаться в контакте со средой, со­держащей перечисленные газы и углерод (ацетилено-кислородная и атомно-водородная сварка, сварка в углекислом газе, электроду - говая сварка под кислородсодержащими флюсами и др.). Высокая окисляемость титана и его сплавов вызывает необходимость защи­щать от соприкосновения с воздухом не только сварочную ванну, но и зону термического влияния, нагреваемую от 400 °С и выше, причем как с наружной, так и с обратной стороны шва.

Если поглощение металлом кислорода и азота необратимо, то поглощение Еодорода — обратимый процесс. Поэтому для повыше­ния пластичности и особенно вязкости швов из титана целесообразно удалять водород из основного металла и электродной проволоки, нагревая их в вакууме (10~5 мм pm. cm.) при 900 °С.

Структурные превращения, влияющие на характеристики пластичности. Реакции титана и однофазных а-сплавов на термический цикл сварки примерно оди­
наковы. В результате структурных превращений в шве и околошов - ной зоне образуется мартенсит— характерная игольчатая струк­тура превращенной p-фазы илиа'-фазы. Для последней характерна гексагональная кристаллическая решетка, свойственная и а-фазе,

Рис. 230. Структура шва (а), участка перегрева (б) и основного металла (в) для титанового сплава ВТ6.

но с несколько искаженным расположением атомов. Однако в отли­чие от мартенсита в сталях мартенситная титановая а'-фаза значи­тельно более пластична и менее прочна, поэтому ее появление в ме­талле шва и околошовной зоны не столь опасно для сварного соеди­нения. В некоторых же двухфазных (сс + р)-сплавах образование а'-фазы вместе с метастабильной p-фазой снижает пластичность свар­ного соединения Структура типичных участков сварного соедине­ния из титанового сплава ВТ6 (сварка под флюсом, электродная проволока ВТ6) показана на рис. 230. Здесь видны а'- и р-фазы.

Особенно опасно для сварного соединения из (а 4- (І)-сплавов образование в металле шва и в околошовной зоне наряду с метаста - бильной p-фазой метастабильной co-фазы, имеющей, как и а-фаза, гексагональную кристаллическую решетку, но с иными парамет­рами. (о-фазя может существовать до 480—500 СС. При больших тем­пературах она распадается с образованием значительно более стабильной a-фазы. Подавляет образование co-фазы в металле алюминий.

Образование co-фазы, протекающее бездиффузионным путем, связано с уменьшением объема сплава, и поэтому между ней и нерас - павшейся частью [5-фазы возникают значительные внутренние на­пряжения. Высокая твердость (до НВ 525) и хрупкость (со+|3)-фаз может привести к появлению холодных трещин в шве, и особенно в околошовной зоне. Этому благоприятствует также крупнозерни­стое строение металла шва и околошовной зоны, поскольку в боль­шинстве сплавов титана и в самом титане нет модификаторов, кото­рые могли бы служить центрами кристаллизации и тормозить рост зерна.

Для борьбы с образованием трещин по указанным причинам при­бегают к предварительному нагреву металла перед сваркой и к при­менению отпуска (чтобы обеспечить распад хрупкой to-фазы) Чтобы измельчить зерно, целесообразно модифицировать металл, например, рением (до 0,2%).

Несомненным достоинством сварных швов из большинства тита­новых сплавов по сравнению с другими конструкционными мате­риалами является стойкость против образования кристаллизацион­ных трещин, что объясняется узким интервалом кристаллизации и высокой пластичностью металла в этом интервале.