Сварка сплавов системы алюминий — магний — бериллий

Система А1 — Be — Mg в области кристаллизации двухфазных сплавов (твердый раствор на основе алюминия и фазы Be) представляет значительный интерес для создания высокопрочных конструкционных сплавов [48, 77, 103, 105, 106].

На основе исследования диаграмм плавкости и закономерностей изменения механических свойств сплавов системы А1—Be—Mg разработана широкая гамма композиций высокомодульных сплавов АБМ с содержанием бериллия 20—70 мае. %, магния 8—15 мае. % с плотностью 2450—2050 кг/м³, модулем упругости (1,15—2,20) • 10⁵ МПа, пределом прочности 400—600 МПа и ударной вязкостью 10—20 кДж/см². Эти сплавы превосходят по удельному модулю промышленные алюминиевые сплавы более чем в 2—3 раза. Сплавы не требуют специальной термической обработки, кроме отжига. Сравнительные теплофизические свойства сплавов приведены в табл. 2.21. Наилучшим сочетанием механических свойств и технологической пластичности обладает сплав АБМ-1. Сплав не чувствителен к межкристаллитной коррозии и коррозии под напряжением.

Исследовали возможность дуговой сварки различных полуфабрикатов сплава АБМ-1 толщиной 1—3 мм. Исследования проводили по следующим направлениям:

• — выбор способа сварки (род тока, полярность, защитный газ);
• — определение оптимальных режимов сварки (сила тока, скорость), оценка особенностей плавления и кристаллизации шва;
• — выбор оптимальных геометрических размеров стыка.

Ранее для соединения деталей из сплава АБМ-1 рекомендовалась аргонодуговая сварка неплавящимся вольфрамовым электродом на переменном токе с применением флюса АФ-4А. Стык под сварку предполагалось собирать с большим гарантированным зазором 1—1,5 мм [77].

Поэтому первоначально исследование возможности образования сварного соединения проводили с питанием дуги от источника переменного тока типа ИСВУ-315.

Таблица 2.21

Сравнительные теплофизические свойства сплава АБМ-1.

Было установлено, что применение флюса не стабилизирует процесс сварки и от него необходимо отказаться. Кроме того, флюс нежелателен также из-за возможности коррозионных поражений — его необходимо тщательно удалять после сварки, что весьма затруднительно при сварке узлов с кольцевыми швами.

Применение сварки на переменном токе приводило к образованию сварочной ванны больших размеров. Так, например, для образцов толщиной 2 мм ширина сварного шва достигала 14—16 мм. Наличие такого большого объема расплавленного металла приводило к образованию огромных зон вспучивания (природа их образования будет рассмотрена ниже). Кроме того, такая ширина сварочной ванны приводила к частым прожогам. Попытки уменьшить ширину ванны приводили к непроварам. Отсюда был сделан вывод о том, что недостаточная концентрация тепловой мощности при использовании дуги переменного тока делает невозможным ее применение для случая сварки сплава АБМ-1.

В ряде работ [77, 103] для повышения проплавляющей способности сварочной дуги рекомендуется проводить сварку узлов из сплава АБМ-1 на постоянном токе прямой полярности. Необходимо отметить, что ранее для всех типов алюминиевых и магниевых сплавов рекомендовалось применение только переменного тока в основном из-за эффекта катодного распыления, который способствовал удалению и разрушению оксидных пленок на поверхности деталей в зоне сварочной дуги. Поэтому при использовании сварочной дуги постоянного тока основное внимание уделяли: формированию сварного соединения (величина проплавления, ширина шва) и плотности получаемого металла шва (наличие пор, рыхлот, оксидных пленок и т. д.).

Оценку величины проплавляющей способности дуги проводили в зависимости от величины сварочного тока, дугового промежутка (зазора между электродом и деталью), скорости сварки и геометрии электрода (угол заточки и величина притупления). Было установлено, что при применении сварочной дуги постоянного тока глубина проплавления резко возрастает по сравнению с дугой переменного тока. При прочих равных условиях (дуга постоянного тока) наиболее сильное влияние на глубину проплавления оказывают величина сварочного тока и величина дугового промежутка: чем меньше величина дугового промежутка, тем больше проплавление. При сварке на постоянном токе несколько уменьшаются тепловые нагрузки на вольфрамовый электрод (при прямой полярности — на электроде минус) по сравнению с переменным током и особенно при сварке на постоянном токе обратной полярности. Поэтому появилась возможность вести процесс на больших токах остро заточенным электродом. Было установлено, что острая заточка электрода способствует увеличению проплавления, в то же время не способствует стабилизации процесса сварки (приводя к подрезам и прожогам). Кроме того, остро заточенный электрод быстро теряет свою форму и требуется его перезаточка после сварки каждого стыка (даже кольцевого с диаметром 30 мм).

Введение

притупления на электроде позволило резко стабилизировать процесс сварки и обеспечить длительную работу электрода без перезаточек. Это особенно важно при сварке в изолированных боксах, где смену электрода можно проводить только после длительной технологической выдержки для удаления аэрозолей бериллия из бокса.

Анализ микроструктур и рентгенограмм показал, что при сварке на постоянном токе не наблюдается никаких дефектов сплошности. Следовательно, даже при отсутствии эффекта катодного распыления (который наблюдается при сварке на переменном токе или на обратной полярности) на поверхности деталей происходит разрушение и удаление (сепарация) оксидных пленок. По-видимому, в этом случае решающим становится термическое разрушение оксидных пленок под действием мощной сварочной дуги [8]. Анализ микроструктуры основного металла и сварного соединения показал, что в сварном шве обе фазы (ри a-фазы) более мелкодисперсны, чем в основном металле, и не имеют ярко выраженной ориентации (справедливо только для случая без присадки или с присадкой типа АБМ-1). В зоне сплавления наблюдается резко повышенная концентрация P-фазы (бериллия), металл шва на участке гашения дуги имеет две зоны, разделенные прослойкой с повышенным содержанием P-фазы. В ряде случаев в металле шва P-фаза имеет структуру, обусловленную направленностью кристаллизации.

Ранее в работах [77, 103] были исследованы процессы кристаллизации сварных соединений из сплава АБМ-1. Было показано, что в области сплавления образуются участки, обогащенные бериллиевой фазой (Р-фаза). В этих работах утверждалось, что участки обогащения бериллием (или условно «белая полоса») на микрошлифах образуются в результате диффузионного перемещения частиц бериллия под действием температурного градиента, возникающего при сварке. При сварке алюминиевых сплавов всех известных систем такое объяснение образования зон обогащения каким-либо элементом было бы, без сомнения, правильным. Однако для материала АБМ-1 связывать образование зоны обогащения бериллием только с диффузионными процессами, по-видимому, принципиально неверно.

Это связано с тем, что сплав АБМ-1 является естественным композиционным материалом, в котором можно различать две линии сплавления — одну для матрицы, другую — для упрочняющих частиц. Чем больше разница между температурами плавления матрицы и упрочняющих частиц, тем больше расстояние между двумя границами сплавления и тем более сложные процессы протекают при кристаллизации сварного шва. Наличие двух границ сплавления, по-видимому, следует объяснить образованием в околошовной зоне участков, обогащенных бериллием ((3-фаза).

При сварке сплава АБМ-1 без присадки или с присадкой этого же сплава переход от сварочной ванны к границе сплавления характеризуется изотермой с температурой плавления матрицы ((3-фазы) 550 °C. В зоне температур 1200 °C и выше происходит расплавление не только матрицы, но и упрочнителя ((3-фазы). В зоне же, лежащей между изотермами температур плавления матрицы и упрочнителя, частицы бериллия остаются в твердой фазе и как бы всплывают в расплавленной матрице, и к ним применимы законы гидродинамики.

При затвердевании сварочной ванны процессы кристаллизации протекают различно по трем рассмотренным зонам. В той части ванны, где изотерма охлаждения опускается ниже 1200 °C, начинается процесс кристаллизации расплавленного бериллия (3-фазы, который приобретает вид дендритов, направленных от периферии к центру (рис. 2.5). Это совпадает с направлением отвода тепла. В самом центре сварочной ванны бериллий кристаллизуется практически в равноосной форме.

В той части сварочной ванны, где в расплавленном состоянии была только матрица, кристаллизация начинается при 500 °C от первой границы сплавления матрицы к центру ванны. От границы сплавления растут кристаллиты матрицы, механически оттесняя большую часть бериллия ((3-фазы) к центру ванны. Передвижение частиц бериллия в этой части ванны ограничено уже затвердевшими дендритами бериллия, так называемой второй границей сплавления, где уже закристаллизовался плотный скелет дендритов бериллия. Такой механизм перемещения частиц бериллия и приводит к образованию зоны, обогащенной бериллием (см. рис. 2.5).

Очевидно, определенную роль в перемещении частиц бериллия от первой границы сплавления ко второй играют и процессы диффузии. Однако решающим все же является механическое перемещение частиц бериллия перед фронтом кристаллизации матриц ((3-фаза). При сварке сплава АБМ-1 с присадками Св. АМгб, Св.1557 и т. п. наблюдается совершенно иная картина расплавления и кристаллизации металла сварочной ванны (рис. 2.6). В связи с тем, что температура плавления присадок не превышает 650 °C, частицы бериллия не расплавляются. Образуется только одна граница сплавления, соответствующая изотерме плавления матрицы ((3-фазы) 550 °C. При этом объем ванны значительно уменьшается.

Рис. 2.5. Схема расплавления и кристаллизации сварного соединения сплава АБМ-1 с присадкой этого же сплава:

а — исходное состояние; б — расплавление соединения (2 — зона с температурой нагрева 1200 °С, 2 — зона с температурой нагрева 550—1200 °С; 3 — основной металл); в — кристаллизация зоны 1; г — кристаллизация зоны 2

Послойный химический анализ различных зон сварных соединений показал, что при сварке с присадкой сплава АБМ-1 или с Т-образной вставкой из этого же сплава содержание бериллия в основном металле составляет 28—30%, в центре шва — 29—32%, а в зоне сплавления, обогащенного бериллием, — 55—75%. При сварке с присадками Св. АМгб и Св.1557 содержание бериллия в этой же зоне не превышает 40%.

Таким образом, с целью уменьшения протяженности зоны, обогащенной бериллием, возможно применение интенсивного охлаждения околошовной зоны или присадок типа Св. АМгб, Св. АМгбЗ, Св.1557 и Св.1 571.

Охлаждение основного металла вблизи сварного шва достигается медными массивными накладками (рис. 2.7). В этом случае объем расплавленной матрицы резко уменьшается, соответственно уменьшается число частиц бериллия, перемещающихся ко второй границе сплавления. Следовательно, по вопросу кристаллизации сплава АБМ-1 можно сделать заключение, что перемещение частиц бериллия в расплаве происходит в основном не за счет диффузии, а вследствие механического процесса перемещения перед фронтом кристаллизации матрицы. Зона обогащения бериллием у границы сплавления связана с композиционными свойствами сплава, у которого образуются две границы сплавления — по изотерме плавления матрицы и по изотерме плавления упрочнителя матрицы.

Рис. 2.6. Схема расплавления и кристаллизации сварного соединения сплава АБМ-1 с присадочной проволокой сплава АМгб:

а — исходное состояние; б — расплавление соединения; в — кристаллизация соединения.

Рис. 2.7. Общий вид собранного под сварку стыка с медными теплоотводами.

В связи с высокой токсичностью аэрозолей бериллия сварку узлов из сплава АБМ-1 проводили в специальных боксах, изолирующих сварщиков от вредных воздействий аэрозолей.

Специальный стенд для сварки кольцевых и продольных швов был полностью расположен в боксе, имеющем механическую вытяжную вентиляцию, которая обеспечивала непрерывное удаление образующихся при сварке аэрозолей. Процесс сварки проводили только при полностью закрытых люках (крышках) бокса.

В процессе проведения цикла сварки вентиляционные системы бокса работают на минимальном режиме, так как при номинальном режиме работы из-за интенсивного движения воздуха нарушается защита расплавленного металла инертным газом.

После завершения сварки каждого стыка для удаления аэрозолей бериллия следует проводить технологическую выдержку в боксе при закрытых стеклах и полностью открытых отверстиях для вентиляции. Время технологической выдержки составляет не менее 20 мин. Непосредственно после съема сваренного узла из бокса необходимо его промыть в проточной воде для удаления налета аэрозолей бериллия.

Ручная сварка сплава АБМ-1 не исследовалась из-за очень сложной техники сварки, сложной защиты от воздействия на организм сварщика аэрозолей бериллия и низких прочностных свойств сварных соединений вследствие образования в околошовной зоне участков, обогащенных бериллием.

В связи с этим исправление дефектов на сварных узлах методом ручной подварки не допускается. Дефектные сварные соединения надо полностью вырезать на расстоянии не менее 5 мм от центра шва и заварить повторно автоматической аргонодуговой сваркой.