Tungsten og dets legeringer kan med hell sammenføyes ved gass wolfram-buesveising,
gass ​​wolfram-buesveising, elektronstrålesveising og ved kjemisk dampavsetning.

Sveisbarheten til wolfram og en rekke av dets legeringer konsolidert ved buestøping, pulvermetallurgi eller kjemiske dampavsetningsteknikker (CVD) ble evaluert. De fleste materialene som ble brukt var nominelt 0,060 tommer tykt ark. Sammenføyningsprosessene som ble brukt var (1) gass wolfram-buesveising, (2) gass wolfram-bue-loddsveising, (3) elektronstrålesveising og (4) sammenføyning ved CVD.
Tungsten ble vellykket sveiset med alle disse metodene, men lydstyrken til sveisene ble sterkt påvirket av typene basis- og fyllmetaller (dvs. pulver eller buestøpte produkter). For eksempel var sveiser i buestøpt materiale relativt fri for porøsitet, mens sveiser i pulvermetallurgiske produkter vanligvis var porøse, spesielt langs smeltelinjen. For gass wolfram-buesveising (GTA) i 1/1r, i. ulegert wolframplate, ga en minimumsforvarming på 150°C (som ble funnet å være den duktile til sprø overgangstemperaturen til basismetallet) sveiser fri for sprekker. Som uedle metaller var wolfram-rhenium-legeringer sveisbare uten forvarming, men porøsitet var også et problem med wolframlegeringspulverprodukter. Forvarming så ut til ikke å påvirke sveiseporøsiteten, som først og fremst var en funksjon av typen uedelt metall.
De duktile-til-skjøre overgangstemperaturene (DBIT) for gass wolfram-buesveising i forskjellige typer pulvermetallurgisk wolfram var 325 til 475 °C, sammenlignet med 150 °C for basismetallet og 425 °C for elektronstrålesveiset buestøpt wolfram.
Loddesveising av wolfram med forskjellige fyllmetaller ga tilsynelatende ikke bedre skjøteegenskaper enn andre skjøtemetoder. Vi brukte Nb, Ta, W-26% Re, Mo og Re som tilsatsmetaller i loddesveisene. Nb og Mo forårsaket alvorlige sprekker.

Sammenføyning med CVD ved 510 til 560°C

eliminerte alt unntatt en liten mengde porøsitet og eliminerte også problemene forbundet med de høye temperaturene som er nødvendige for sveising (som store korn i sveisen og varmepåvirkede soner).
Introduksjon
Tungsten og wolfram-baserte legeringer vurderes for en rekke avanserte atom- og romapplikasjoner, inkludert termioniske konverteringsenheter, reentry-kjøretøyer, høytemperatur brenselelementer og andre reaktorkomponenter. Fordelene med disse materialene er kombinasjonen av svært høye smeltetemperaturer, gode styrker ved høye temperaturer, høy termisk og elektrisk ledningsevne og tilstrekkelig motstand mot korrosjon i visse miljøer. Siden sprøhet begrenser deres fabrikasjonsevne, avhenger nytten av disse materialene i strukturelle komponenter under strenge driftsforhold i stor grad av utviklingen av sveiseprosedyrer for å gi skjøter som er sammenlignbare i egenskaper med basismetallet. Derfor var målene med disse studiene å (1) bestemme de mekaniske egenskapene til skjøter produsert ved forskjellige sammenføyningsmetoder i flere typer ulegert og legert wolfram; (2) evaluere effekten av ulike modifikasjoner i varmebehandlinger og sammenføyningsteknikk; og (3) demonstrere gjennomførbarheten av å lage testkomponenter egnet for spesifikke bruksområder.
Materialer
Ulegert wolfram m叮10 m. tykke ark var materialet av mest interesse. Ulegert wolfram i denne studien ble produsert ved pulvermetallurgi, lysbuestøping og kjemiske dampavsetningsteknikker. Tabell 1 viser urenhetsnivåene til pulvermetallurgi-, CVD- og buestøpte wolframprodukter som mottatt. De fleste faller innenfor områdene som nominelt finnes i wolfram

men det bør bemerkes at CVD-materialet inneholdt mer enn de normale mengdene av fluor.
Ulike størrelser og former av wolfram og wolframlegeringer ble slått sammen for sammenligning. De fleste av dem var pulvermetallurgiske produkter, selv om noen buestøpte materialer også ble sveiset. Spesifikke konfigurasjoner ble brukt for å bestemme gjennomførbarheten av bygningskonstruksjoner og komponenter. Alle matenals ble mottatt i en fullstendig kaldbearbeidet tilstand med unntak av CVD wolfram, som ble mottatt som deponert. På grunn av den økte sprøheten til rekrystallisert og storkornet wolfram ble materialet sveiset i bearbeidet tilstand for å minimere kornvekst i den varmepåvirkede sonen. På grunn av de høye kostnadene for materialet og de relativt små tilgjengelige mengdene, designet vi testeksemplarer som brukte minimumsmengden av materiale i samsvar med innhenting av ønsket informasjon.
Prosedyre
Siden overgangstemperaturen til seig-til-skjørhet (DBTT) for wolfram er over romtemperatur, må det utvises spesiell forsiktighet ved håndtering og maskinering for å unngå sprekker1. Skjæring forårsaker kantsprekker, og vi har funnet ut at sliping og elektroutladningsbearbeiding etterlater varmesjekker på overflaten. Med mindre de fjernes ved lapping, kan disse sprekkene forplante seg under sveising og etterfølgende bruk.
Tungsten, som alle ildfaste metaller, må sveises i en veldig ren atmosfære av enten inertgass (gass wolfram-bue-prosess) eller vakuum (elektronstråle pro:::ess)2 for å unngå forurensning av sveisen av interstitialer. Siden wolfram har det høyeste smeltepunktet av alle metaller (3410°C), må sveiseutstyr være i stand til å tåle de høye driftstemperaturene.

Tabell 1

Tre forskjellige sveiseprosesser ble brukt: gass wolfram-buesveising, gass wolfram-bue lodding og elektronstrålesveising. Sveisebetingelsene som er nødvendige for fullstendig pcnetrering ved minimum energitilførsel ble bestemt for hvert materiale. Før sveising ble platemateriale maskinert inn. brede emner og avfettet med etylalkohol. Fugedesignet var et firkantet spor uten rotåpning.
Gass wolfram-buesveising
Alle automatikk og manuelle gass wolfram-buesveisinger ble laget i en ehamher som ble holdt under 5 x I eller. torr i ca. 1 time og deretter fylt med veldig ren argon. Som vist i fig. lA var kammeret utstyrt med en traverseringsmekanisme og brennerhode for automatisk sveising. Arbeidsstykket ble holdt i en kobberfeste forsynt med wolframinnsatser ved alle kontaktpunkter for å forhindre at det ble loddet til arbeidet av sveiseslaget. Basen til denne armaturen inneholdt de elektriske patronvarmerne som forvarmet arbeidet til ønsket temperatur, fig. 1 B. Alle sveisene ble laget med en kjørehastighet på 10 ipm, en eurrent på ca. 350 amp og en spenning på 10 til 15 v .
Gass Tungsten-A『c Loddesveising
Gass wolfram-lodde sveiser ble laget i en ehamber med en inert atmosfære ved teknikker som ligner på

de som er beskrevet ovenfor. Sveisene for perle-på-plate lodde laget med wolfram og W—26% Re filler metall ble laget manuelt; Stumlodde-sveisene ble imidlertid sveiset automatisk etter at tilsatsmetallet ble plassert i støtskjøten.
Elektronstrålesveising
Eletronstrålesveisene ble laget i en 150 kV 20 mA maskin. Et vakuum på ca. 5 x 10-6 torr ble opprettholdt under sveising. Elektronstrålesveising resulterer i et meget høyt forhold mellom dybde og bredde og en smal varmepåvirket sone.
』påfyll av kjemisk dampdisponering
Wolframskjøter ble laget ved å avsette ulegert wolframfyllmetall via den kjemiske dampavsetningsprosessen3. Wolfram ble avsatt ved hydrogenreduksjon av wolframheksafluorid i henhold til reaksjons-t
varme
WFs(g) + 3H,(g)一–+W(s) + 6HF(g).
Bruken av denne teknikken for sammenføyning krevde kun mindre endringer i armaturer og reaktantstrømfordeling. Den primære fordelen med denne prosessen fremfor mer konvensjonelle metoder for sammenføyning er at siden de lave temperaturene som brukes (510 til 650 ° C) er mye lavere enn smeltepunktet til

wolfram (3410 ° C), rekrystallisering og mulig ytterligere skjørhet av det smidde wolframbasismetallet på grunn av urenheter eller kornvekst minimeres.
Flere skjøtdesign, inkludert støt- og rørendelukkinger, ble produsert. Deponering ble utført ved hjelp av en kobberdor som ble brukt som fikstur, opprettingsstykke og substrat. Etter at avsetningen var fullført, ble den øvre doren fjernet ved etsing. Siden annet arbeid" har vist at CVD wolfram har komplekse restspenninger som avsatt, ble disse skjøtene spenningsrelikvcd I time ved 1000 ° til 1600 ° C før maskinering eller testing.
Inspeksjon og testing
Skjøter ble inspisert visuelt og med væskepenetrant og radiografi før de ble testet. Typiske sveiser ble kjemisk analysert for oksygen og nitrogen (tabell 2) og omfattende metallografiske undersøkelser ble utført gjennom hele studien.
På grunn av sin iboende enkelhet og tilpasningsevne til små prøver, ble bøyetesten brukt som det primære kriteriet for felles integritet og sammenlikning av prosessene. Duktile-skjøre overgangstemperaturer ble bestemt med et trepunkts bøyeapparat for skjøter både ved sveising og etter aldring. Grunnprøven for bøyetestene var den langsgående

ansiktsbøyning, 24 t lang og 12 t bred, der t er prøvetykkelsen. Prøver ble støttet på et spenn på 15 t og bøyd med et stempel med radius 4 t med en hastighet på 0,5 ipm. Denne geometrien hadde en tendens til å normalisere data oppnådd på forskjellige tykkelser av materialer. Prøver ble vanligvis bøyd på tvers av sveisesømmen (langsgående bøyeprøve) for å gi jevn deformasjon av sveisen, varmepåvirket sone og basismetall; noen få prøver ble imidlertid bøyd langs sveisesømmen (tverrgående bøyeprøve) for sammenligning. Ansiktsbøyninger ble brukt i de første delene av undersøkelsen; men på grunn av det lille hakket som ble funnet på avføringen til de fleste sveiser på grunn av vekten av det smeltede metallet, ble rotbøyninger erstattet i senere tester. Anbefalingene fra Materials Advisory Board6 om bøyetesting av arkprøver ble fulgt så nøye som mulig. På grunn av begrenset materiale ble de minste tilrådelige prøvene valgt.
For å bestemme bøyeovergangstemperaturen ble bøyeapparatet innelukket i en ovn som var i stand til raskt å heve temperaturen til 500 °C. En bøyning på 90 til 105 grader ble ansett som en full bøy. DBTT ble definert som den laveste temperaturen der speeimen bøyde seg helt uten å skurre. Selv om testene ble utført i luft, var misfarging av prøvene ikke tydelig før testtemperaturene nådde 400 °C.

Figur 1

Resultater for Ulegert wolfram
Generell sveisbarhet
Gass Turzgstea-buesveising—I gass wolfram-buesveising på 1 乍in. tykk ulegert plate, må verket være vesentlig forvarmet for å forhindre sprø svikt under spenning indusert av termisk sjokk. Figur 2 viser et typisk brudd produsert ved sveising uten riktig forvarming. Den store kornstørrelsen og formen til sveisen og varmepåvirket sone er tydelig i bruddet. Undersøkelse av forvarmingstemperaturer fra romtemperatur til 540°C viste at forvarming til minimum 150°C var nødvendig for konsistent produksjon av en-pass stumpsveiser som var fri for sprekker. Denne temperaturen tilsvarer DBTI for basismetallet. Forvarming til høyere temperaturer så ikke ut til å være nødvendig i disse testene, men materiale med høyere DBTI, eller konfigurasjoner som involverer mer alvorlige spenningskonsentrasjoner eller mer massive deler, kan kreve forvarming til høyere temperaturer.
Kvaliteten på en sveising avhenger i stor grad av prosedyrene som brukes ved fremstilling av basismetallene. Autogene sveiser i buestøpt wolfram er i det vesentlige fri for porøsitet, fig.
3A, men sveiser i pulvermetallurgisk wolfram er karakterisert ved grov porøsitet, fig. 3 (b), spesielt langs smeltelinjen. Mengden av denne porøsiteten, fig. 3B, spesielt langs 3C, i sveiser laget i et proprietært produkt med lav porøsitet (GE-15 produsert av General Electric Co., Cleveland).
Gass wolfram-buesveiser i CVD wolfram har uvanlige varmepåvirkede soner på grunn av kornstrukturen 0£grunnmetaF. Figur 4 viser overflaten og tilsvarende tverrsnitt av en slik gass wolfram-bue-stumsveis. Merk at de fine kornene på underlagets overflate har vokst på grunn av sveisevarmen. Også tydelig er mangelen på vekst av den store søylen

korn. De søyleformede kornene har gass
bubb_les ved korngrenser forårsaket av fluorurenheter8. Følgelig, hvis
den finkornede substratoverflaten fjernes før sveising, sveisingen inneholder ikke en metallografisk detekterbar varmepåvirket sone. Selvfølgelig, i bearbeidet CVD-materiale (som ekstrudert eller trukket rør) har den varmepåvirkede sonen av sveisen den normale rekrystalliserte kornstrukturen.
Det ble funnet sprekker i de søyleformede korngrensene i RAZ av flere sveiser i CVD wolfram. Denne sprekken, vist i fig. 5, ble forårsaket av rask dannelse og vekst av bobler i korngrensene ved høye temperaturer9. Ved de høye temperaturene involvert i sveising, var boblene i stand til å konsumere mye av korngrenseområdet; dette, kombinert med spenningen som ble produsert under avkjøling, trakk korngrensene fra hverandre for å danne en sprekk. En studie av bobledannelse i wolfram og andre metallavsetninger under varmebehandling viser at det oppstår bobler i metaller avsatt under 0,3 Tm (den homologe smeltetemperaturen). Denne observasjonen antyder at gassbobler dannes ved koalescens av innesluttede ledige plasser og gasser under gløding. Når det gjelder CVD wolfram, er gassen sannsynligvis fluor eller en fluorforbindelse
Elektronstrålesveising—Ulegert wolfram ble elektronstrålesveiset med og uten forvarming. Behovet for forvarming varierte med prøven. For å sikre en sveis fri for sprekker, anbefales det å forvarme minst til DBTT til basismetallet. Elektronstrålesveisinger i pulvermetallurgiprodukter har også sveiseporøsiteten nevnt tidligere.

Gass-wolfram-bue-loddesveising一I et forsøk på å finne ut om loddesveising kunne brukes med fordel, eksperimenterte vi med gass-wolframarc-prosessen for å lage lodde sveiser på pulvermetallurgisk wolframplate、 Loddesveisene ble laget ved å forhåndsplassere tilsatsmetallet langs støtskjøt før sveising. Loddesveiser ble produsert med ulegerte Nb, Ta, Mo, Re og W-26% Re som fyllmetaller. Som forventet var det porøsitet ved smeltelinjen i metallografiske seksjoner av alle ledd (fig. 6) siden grunnmetallene var pulvermetallurgiske produkter. Sveiser laget med niob og molybden fyllmetaller sprakk.
Hardhetene til sveiser og loddesveiser ble sammenlignet ved hjelp av en studie av sveiser med perle-på-plate laget med ulegert wolfram og W一26% Re som fyllmetaller. Gass-wolframarc-sveisene og lodde-sveisene ble laget manuelt på ulegerte wolframpulvermetallurgiprodukter (lav porøsitet, proprietær (GE-15) kvalitet og en typisk kommersiell kvalitet). Sveiser og loddesveiser i hvert materiale ble eldet ved 900, 1200, 1600 og 2000°C i l, 10, 100 og 1000 timer. Prøvene ble undersøkt metallografisk, og hardhetsoverganger ble tatt over sveisen, varmepåvirket sone og basismetall både som sveiset og etter varmebehandling.

Tabell 2

Figur 2

Siden materialene som ble brukt i denne studien var pulvermetallurgiske produkter, var det varierende mengder porøsitet i sveise- og loddeavsetningene. Igjen, skjøtene laget med typisk pulvermetallurgisk wolfram-basismetall hadde mer porøsitet enn de laget med lavporøsitet, proprietær wolfram. Loddesveisene laget med W—26% Re-fyllmetall hadde mindre porøsitet enn sveisene laget med det ulegerte wolframfyllmetallet.
Ingen effekt av tid eller temperatur ble observert på hardheten til sveisene laget med ulegert wolfram som tilsatsmetall. Som sveiset var hardhetsmålingene for sveisen og basismetallene i det vesentlige konstante og endret seg ikke etter aldring. Loddesveisene laget med W—26% Re fyllmetall var imidlertid betydelig hardere enn basismetallet (fig. 7). Sannsynligvis skyldtes den høyere hardheten til W-Re br立e-sveiseavsetningen herding av fast oppløsning og/eller tilstedeværelsen av erfase finfordelt i den størknede strukturen. Wolframrhenium-fasediagrammet11 viser at lokaliserte områder med høyt rheniuminnhold kan oppstå under rask avkjøling og resultere i dannelsen av den harde, sprø fasen i den sterkt segregerte understrukturen. Muligens var er-fasen fint spredt i kornene eller korngrensene, selv om ingen var stor nok til å identifiseres ved verken metallografisk undersøkelse eller røntgendiffraksjon.
Hardhet er plottet som en funksjon av avstanden fra lodde-sveisesenterlinjen for forskjellige aldringstemperaturer i fig. 7A. Legg merke til den brå endringen

i hardhet ved fusjonslinjen. Med økende aldringstemperatur avtok hardheten til loddesveisen inntil hardheten etter 100 timer ved J 600°C var den samme som for det ulegerte wolframbasismetallet. Denne trenden med avtagende hardhet med økende temperatur holdt seg til alle aldringstider. Økende tid ved konstant temperatur forårsaket også en tilsvarende reduksjon i hardhet, som vist for en aldringstemperatur på 1200°C i fig. 7B.
Sammenføyning ved kjemisk dampavsetning – Sammenføyning av wolfram med CVD-teknikker ble undersøkt som en metode for å produsere sveiser i forskjellige prøveutforminger. Ved bruk av passende armaturer og masker for å begrense avsetning til de ønskede områdene, ble CVD- og pulvermetallurgiske wolframplater skjøtet sammen og endelukkinger på rør ble produsert. Avsetning i en avfasning med en inkludert vinkel på ca. 90 grader ga sprekker, fig. 8A, ved skjæringspunktene mellom søyleformede korn som vokser fra den ene siden av skråkanten og substratet (som ble etset bort). Imidlertid ble skjøter med høy integritet uten sprekkdannelse eller grov oppbygging av urenheter oppnådd, fig. 8B, når skjøtekonfigurasjonen ble endret ved å slipe overflaten av basismetallet til en radius på inn. tangent til roten av sveisen. For å demonstrere en typisk anvendelse av denne prosessen ved fremstilling av brenselelementer, ble det laget noen få endelukkinger i wolframrør. Disse skjøtene var lekkasjetette når de ble testet med en heliummassespektrorr:eter lekkasjedetektor.

Figur 3

Figur 4

Figur 5

Mekaniske egenskaper
Bøyetester av fusjonssveiser 一 Duktile-til-skjøre overgangskurver ble bestemt for ulike skjøter i ulegert wolfram. Kurvene i fig. 9 viser at DBTT for to pulvermetallurgiske basismetaller var ca. 1 50°C. Vanligvis økte DBTT (den laveste temperaturen som en 90 til 105 graders bøyning kunne gjøres ved) for begge materialene sterkt etter sveising . Overgangstemperaturene økte ca. 175°C til en verdi på 325°C for typisk pulvermetallurgisk wolfram og økte ca. 235°C til en verdi på 385°C for det proprietære materialet med lav porøsitet. Forskjellen i DBTT for sveiset og usveiset materiale ble tilskrevet den store kornstørrelsen og mulig omfordeling av urenheter i sveisene og varmepåvirkede soner. Testresultatene viser at DBTT for typiske pulvermetallurgiske wolframsveiser var lavere enn det proprietære materialet, selv om sistnevnte hadde mindre porøsitet. Den høyere DBTT av sveisen i tungsten med lav porøsitet kan ha vært på grunn av dens litt større kornstørrelse, fig. 3A og 3C.
Resultatene av undersøkelser for å bestemme DBTT-er for en rekke skjøter i ulegert wolfram er oppsummert i tabell 3. Bøyetestene var ganske følsomme for endringer i testprosedyren. Rotbøyninger så ut til å være mer duktile enn ansiktsbøyninger. En riktig valgt spenningsavlastning etter sveising så ut til å senke DBTT betydelig. CVD-wolframen hadde, som sveiset, den høyeste DBTT (560 ℃), men da den ble gitt en 1-times spenningsavlastning på 1000 ℃ etter sveising, falt DBTT til 350 ℃. spenningsavlastning på 1000°C etter sveising, DBTT falt til 350°C. Spenningsavlastning av lysbuesveiset pulvermetallurgisk wolfram i 1 time ved 18000 C reduserte DBTT for dette materialet med ca. 100°C fra verdien bestemt for det som- sveiset. En stressavlastning på 1 time ved 1000°C på en skjøt laget med CVD-metoder ga den laveste DBTT (200°C). Det skal bemerkes at selv om denne overgangstemperaturen var betydelig lavere enn noen annen overgangstemperatur bestemt i denne studien, ble forbedringen sannsynligvis påvirket av den lavere tøyningshastigheten (0,1 vs 0,5 ipm) brukt i tester på CVD-ledd.

Bøyetest av lodde sveiser-gass wolfram-bue loddesveiser laget med Nb. Ta, Mo, Re og W-26% Re som fyllmetaller ble også bøytestet, og resultatene er oppsummert i tabell 4. mest duktilitet ble oppnådd med en rhenium-loddsveis.

Selv om resultatene av denne overfladiske studien indikerer at et ulikt tilsatsmetall kan produsere skjøter med mekaniske egenskaper innvendig i et hus av homogene sveiser i wolfram, kan noen av disse fyllmetallene være nyttige i praksis.

Resultater for Tungsten legeringer.