Биметаллические соединения

Чарухина К.Е., Голованенко С.А., Мастеров В.А., Казаков Н.Ф.

Металлургия, 1970 г.

СОЕДИНЕНИЯ  НА  ОСНОВЕ  ТИТАН+ЖЕЛЕЗО

В последние годы титан стал распространенным материалом. Его преимущества: большая прочность, отличная коррозионная стойкость во многих агрессивных средах, высокая температура плавления и малый коэффициент термического изменения объема. Многие задачи авиационной, электронной, космической техники, химического машиностроения, судостроения, приборостроения и т. д. могут быть решены при использовании комбинированных конструкций  из сталей с титановыми сплавами. Разработка биметаллических соединений этих материалов является первостепенной задачей в общей проблеме сварки титана.

Согласно диаграмме равновесного состояния Ti—Fe, растворимость железа в α-Tiкрайне мала и при комнатной температуре составляет 0,05—0,1%. При концентрации железа более 0,1% в сплаве образуются интерметаллические соединения TiFeи TiFe₂. Появление интер-металлидов в сплаве Ti—Feзначительно повышает прочность, но резко снижает пластичность. Например, твердость сплава Tiс 0,14% Fe199 HV, а с 2,2% Feне менее 450 HV. Удлинение при разрыве составляет соответственно 18,5 и 2,5% [204].

При дуговой сварке титана с железом не удается получить сварной шов с содержанием железа в пределах растворимости его в титане. При непосредственном соединении титана со сталью методом плавления швы чрезвычайно хрупки, в них образуются трещины. Сварка титана с углеродистыми сталями сопровождается выделением в шве карбидов титана, а с хромоникелевыми аустенитными материалами—соединения титана с хромом, никелем и железом, которые охрупчивают шов в еще большей степени, чем при сварке титана с углеродистыми сталями. Учитывая увеличение растворимости железа в β-Tiпо сравнению с α-Ti, можно предположить лучшую свариваемость со сталями (α + β) и особенно β-фазных титановых сплавов.

Хрупкие химические соединения образуются при взаимодействии титана с большинством металлов. Удовлетворительной пластичностью обладают только соединения Ti+V, Ti+Mo, Ti+Nb; Ti+Zr; Ti+Hf, в которых титан образует ряд твердых растворов. Но удовлетворительной свариваемостью со сталью обладает только ванадий и отчасти ниобий, что используется при сварке титана со сталью через промежуточный материал.

Кроме того, при сварке возникают затруднения из-за насыщения титана кислородом, азотом и водородом при нагреве до температур, превышающих 400°С; это также понижает пластичность сварного соединения. Подробные сведения о кинетике, механизме и влиянии взаимодействия с газами можно найти в работах [205, 206]. Благодаря большой растворимости кислорода в титане можно освободить его поверхность от окисных пленок при нагревании с ограниченным подводом кислорода из окружающей -среды—в вакууме, защитном газе, расплавленной соли и т. д.

При сварке в вакууме (13,3—1,33) 10~³н/м² (10~⁴ — 10 ~⁵ мм рт. ст.) на нагретой выше 800°С титановой детали наблюдается исчезновение окисной пленки за счет диффузии на поверхность атомов титана и диффузии в глубинные слои металла ионов кислорода. Аналогичный процесс протекает в поверхностном слое стали. Очистка поверхностей от окисных пленок облегчает сварку в вакууме.

СОЕДИНЕНИЯ, ПОЛУЧАЕМЫЕ  ДИФФУЗИОННОЙ  СВАРКОЙ

В ВАКУУМЕ

Первые исследования по диффузионно-вакуумному соединению титана со сталью выполнены К. Е. Чарухиной. Предварительные опыты проведены я а соединении армко-железа (<0,04% С, < 0,15% Сu, <0,20% Si, <0,20% Μn) с технически чистым титаном ВТ1-1 (<0,10% С, <0,30% Fe,<0,04% Ni,<0,15% О, <0,01% Н).

При испытании растяжением все образцы разрушаются по переходной зоне, причем после сварки при 750 и 900°С разрыв локализуется на поверхности контакта интерметаллида с α-твердым раствором и частично в α-фазе. При наличии пересыщенного твердого раствора или широкой полосы эвтектоида α + FeTiразрушение идет по этому слою. Наибольшей прочности соединения соответствует ширина слоя   интерметаллида 3—5 мкм.

Особенности соединения сплавов титана и железа исследованы на примере сплавов ОТ4+Х18Н10Т (рис. 72) и ОТ4+Х22Н6Т (рис. 73). Влияние температуры, давления и длительности сварки на механические свойства соединений во многом напоминает зависимости для чистых металлов. По данным послойного спектрального анализа, взаимная диффузия железа и титана сопровождается диффузией хрома, алюминия, никеля, причем в переходной зоне концентрируются хром и алюминий. Механизм изменения прочности соединений сплавов, в частности причины появления двух максимумов па кривых σ_Β—τ, нельзя считать установленным. Предположительно изменение прочности и пластичности связано с легированием и изменением концентрации твердых растворов и образованием интерметаллида TiCr₂. В результате исследования установлена возможность получения прочных соединений сплавов: 420 и 550— 600 Мн/м² (42 и 55—60 кГ/мм²) для ОТ4+Х18Н10Т и ОТ4+Х22Н6Т соответственно. Микроструктуры соединений приведены на рис. 74.

Опробование сварки сплавов ВТ5-1 и Х18Н10Т показало возможность получения   соединений с   σ_Β=280- 330 Мн/м²   (28-ЗЗ   кГ/мм²), а_н =75—100   кдж/м²сваркой, исследовано Г. К. Харченко и С. М. Гуревичем [208—213].

При .непосредственной сварке титана со сталью Х18Н10Т также не удалось получить прочности соединения выше 50% прочности нержавеющей стали из-за образования слоя TiFe, существование которого подтверждено микроанализом и электронографическим исследованием поверхности разрушения. Исследовались структура и механические свойства соединений, полученных при температуре, превышающей температуру эвтектической реакции между титаном и железом (1085°С). При сварке через жидкую фазу сопротивление отрыву достигает 300 Мн/м² (30 кГ/мм²), что соответствует прочности закристаллизовавшейся эвтектики и практически не зависит от марки титанового сплава и нержавеющей стали. Установлено, что подобные соединения не выдерживают вибрационных нагрузок н имеют большой разброс механических характеристик. Поэтому основная часть исследования была посвящена соединениям с промежуточным материалом. 'При этом показано, что ванадий, образующий непрерывный ряд твердых растворов с титаном и железом, не является оптимальным промежуточным материалом, так как при диффузионной сварке происходит интенсивная диффузия углерода из стали к ванадию с образованием на границе карбидов VC

СОЕДИНЕНИЯ, ПОЛУЧАЕМЫЕ ПРОКАТКОЙ НА ВАКУУМНЫХ СТАНАХ

Влияние глубины вакуума и степени деформации ε на свойства соединения титан ВТ1-1 + Ст. 3 исследовано Φ. Е. Долженковым, Ю. И. Кривоносовым, В. М. Амо-ненко [184, 216 и др.]. Пакет из слоя стали толщиной 9 мм я титана 3 мм нагревали до 1000°С и деформировали за один проход на 8—30% в вакууме с остаточным давлением      6,4-10~³—1,5     н/м²  .     Часть полос, прокатанных в низком вакууме, разрушилась при вырезке образцов для испытаний. Сравнение результатов вакуумной прокатки титана ВТ1-1 с армко-железом,  сталями Ст.3, Ст.5, 45, 09Г2 и Х18Н10Т обнаруживает отрицательное влияние углерода на прочность соединения. Например, увеличение углерода с 0,028 до 0,45% при прочих равных условиях снижает σ_Β с 260 до 140 Мн/м² (с 26 до 14 кГ/мм²). Углерод, диффундируя на границу с титаном, образует карбид TiC, причем TiFeи TiFe2 в этом случае могут отсутствовать. При увеличении содержания углерода до 0,6% глубина диффузии железа в титан и титана ,в железо уменьшается.

При длительном отжиге биметалла с содержанием в стали до 0,2% С переходная зона расширяется за счет диффузии железа в титан и титана в железо. При большом содержании углерода отжиг не расширяет диффузионную зону. Концентрация углерода в переходной зоне исследована методом авторадиографии изотопа С¹⁴. Электронографическое исследование поверхности разрушения обнаруживает на ней TiC, а под ним TiFeи TiFe₂. TiCзатрудняет диффузию железа и титана и полностью блокирует ее при содержании >0,4% С [217].

В работе [218] исследована вакуумная прокатка с ванадиевой прокладкой. Пакеты из пластин титана, армко-железа и сталей Х18Н10Т, 0Х17Т нагревали до 1000°С и прокатывали с 40—80%-ным обжатием. В первой серии опытов ванадий не был достаточно чистым (до 0,3%'С и 0,5%Zr); кроме того, в Fe-сплаве содержание углерода составляло 0,04—0,12%. При испытании сопротивление отрыву не превышало 300 Мн/м² (30 кГ/мм²), а разрушение происходило по прослойке карбидов ванадия. Наличие VCна поверхности излома подтверждено электронографическим исследованием (табл.24).

Большие значения ширины слоя VCсоответствуют 80%-ному обжатию, меньшие 20%-ному.