CC BY
101
УДК 621.791
МЕХАНИЗМ ОБРАЗОВАНИЯ ФИЗИЧЕСКОГО КОНТАКТА ПРИ ДИФФУЗИОННОЙ СВАРКЕ
В.В. Пешков, В.Р. Петренко, А.Б. Булков, Д.Н. Балбеков
На основании экспериментальных исследований, выполненных на образцах из титанового сплава, показано, что фактором, влияющим на развитие физического контакта и качество диффузионного соединения, является микроструктура свариваемых заготовок.
В результате обработки экспериментальных данных получено выражение, описывающее кинетику развития физического контакта в условиях высокотемпературной ползучести.
Сформулирована гипотеза о роли деформационных рельефов в образовании диффузионного соединения, заключающаяся в создании в контактном зазоре дополнительных центров, вокруг которых развиваются процессы, характерные для спекания и протекающие без участия внешних сжимающих напряжений
Ключевые слова: диффузионная сварка, титановые сплавы, деформация, физический контакт, микроструктура
Согласно литературным данным [1-3 и др.] можно считать, что в условиях диффузионной сварки с низкоинтенсивным силовым воздействием образование диффузионного соединения лимитируется стадией формирования физического контакта, в процессе развития которого происходит сближение свариваемых поверхностей. Поэтому установление механизма образования физического контакта является актуальной задачей.
Нахождение кинетических зависимостей Рк отн=Ф) (Р отн, где Р отн= Ек Р - относительная площадь физического контакта; Рк - площадь образования физического контакта; Рн - номинальная площадь контактной поверхности) осуществляли на цилиндрических образцах из сплава ВТ20 с равноосной мелкозернистой структурой. В установке сваривали по два образца, у одного из которых контактная поверхность обрабатывалась чистовым точением (Яа - 6,8-7,0 мкм), а у другого - полированием (Яа - 0,01-0,02 мкм).
Микроструктура сведенных в контакт полированной и обработанной чистовым точением поверхностей приведена на рис. 1.
ЯЫ г1 * * **; ^ V V»
Рис. 1. Микроструктура зоны контакта в исходном состоянии, *100
Пешков Владимир Владимирович - ВГТУ, д-р техн. наук, профессор, e-mail: peshkov@otsp.vorstu.ru Петренко Владимир Романович - ВГТУ, д-р техн. наук, профессор, тел. 8(473) 278 38 84 Булков Алексей Борисович - ВГТУ, канд. техн. наук, доцент, e-mail: peshkov@otsp.vorstu.ru Балбеков Дмитрий Николаевич - ВГТУ, аспирант, тел. 8(473) 278 38 84
Сварку осуществляли в интервале температур
850...1000 °С и давлений 0,5...6,0 МПа. Площадь физического контакта определяли после механических испытаний сварных соединений на статический разрыв по фрактограммам, снимаемым с полированных поверхностей.
Кинетические кривые развития относительной площади физического контакта Ек отн, построенные по усредненным результатам не менее десяти замеров с каждой фрактограммы, приведены на рис. 2.
Гк отн
Рис. 2. Кинетика развития физического контакта при диффузионной сварке сплава ВТ20, р= 2 МПа и температурах, °С: 850 - (1); 900 - (2); 950 - (3) и 1000 - (4)
Из этих данных видно, что в области существования а+в - фазы с повышением температуры испытания Рк отн возрастает. Ход кинетических кривых Рк отн=ф(т) свидетельствует о затухающем характере процесса.
При Рк отн > 0,6 разрушение сварных образцов при испытаниях на статический разрыв в большинстве случаев происходит по основному материалу. Поэтому для получения количественных характеристик кинетики процесса образования физического контакта на заключительном этапе (Рк отн > 0,6) найдем математическое выражение, описывающее этот процесс, путем аппроксимации экспериментальных данных для Рк отн < 0,6 и их экстраполяции в области
Рк отн > 0,6.
Поскольку относительная площадь физического контакта, образующаяся в условиях диффузионной сварки, стремится к 1, то выражение, описывающее кинетику этого процесса, можно представить в виде:
Рк отн = 1- ехр(-т/а) (1)
где а - постоянная, имеющая размерность времени, являющаяся функцией температуры и приложенного сжимающего давления; т - время сварки.
После логарифмирования этого выражения получим уравнение:
/п(1- отн) -т/а,
которое в координатах /п(1- Ек отн) - т, является уравнением прямой линии.
Опытные данные в этих координатах хорошо ложатся на прямые линии (рис. 3). Это дает основание считать, что процесс развития физического контакта при сварке сплава ВТ20 может быть описан уравнением (1). Численные значения постоянной а определялись как котангенс угла наклона прямых 1п( 1- Ркптн) - т к оси абсцисс.
Ы{\ - Ркотн)
Рис. 3. Зависимость /п(1- Ек отн) = ф(т) для сплава ВТ20 при р = 2 МПа и температурах, °С: 850 - (1); 900 - (2);
950 - (3) и 1000 - (4)
Поскольку образование физического контакта является термически активируемым процессом, то можно предположить, что а является экспоненциальной функцией температуры:
а~ехр(-2/ЯТ), (2)
где 2 - энергия активации процесса, контролирующего развитие физического контакта.
Значения а, вычисленные по опытным данным, в координатах 1п а-1/Т укладываются на прямую линию (рис. 4), из угла наклона которой следует, что эффективная энергия активации процесса, контролирующего развитие физического контакта,
составляет 329 кДж/моль. Найденное значение 2 близко к значению энергии активации высокотемпературной ползучести сплава ВТ20, которое составляет 318 кДж/моль. Это дает основание считать, что развитие физического контакта при ¥к отн<0,6 лимитировалось высокотемпературной ползучестью.
Анализ зависимости а = ф(р) показал, что в
координатах 1п а - 1п р значения а в интервале р от
0,5 до 6 МПа ложатся на прямую линию (рис. 5), то есть:
а ~ рп , (3)
где п- показатель степени, равный -1,1. Проведенный анализ зависимости а от г и р позволяет полагать, что параметр а можно считать основной динамической характеристикой процесса развития физического контакта, которая может быть описана выражением
а = к-рп• ехрЩ/ЯТ), (4)
7,5 8,0 8,5 10 4/Г
Рис. 4. Зависимость 1па=ф(1/Т) для сплава ВТ20 при р = 2 МПа
Рис. 5. Зависимость 1п а=ф(1п р) для сплава ВТ20 при г =950°С
Для оценочных расчетов кинетики развития физического контакта при диффузионной сварке сплава ВТ20 с исходной мелкозернистой структурой и подготовке контактных поверхностей чистовым точением (Яа » 6,8...7,0 мкм) можно использовать зависимость (1), в которой постоянная а оценивается выражением:
а = 1,55-10-10-р-1'1- ехр(326000/Л7), с. (5)
Аналогичные экспериментальные исследования были выполнены и на сплавах ВТ9 и ВТ6. Проведенные исследования позволили определить параметры к, п и 2, входящие в выражение (4). Значения этих параметров приведены в таблице.
Марка сплава и его структура к п 2, кДж/моль
ВТ6, глобулярная 4,310-9 -0,9 287
ВТ6, крупнозернистая пластинчатая 9,110-16 -2,8 481
ВТ9, мелкозернистая равноосная 4,010-10 -0,8 314
ВТ9, крупнозернистая пластинчатая 12,010-13 ,4 сч - 445
Экспериментальные исследования показали, что при создании условий, исключающих возможность формирования оксидов на поверхности титана и его сплавов развивается микрорельеф, появление которого является результатом деформации металла под действием собственных (внутренних) напряжений, существующих после механической обработки (наклепа) или возникающих при нагреве в результате фазовых превращений, анизотропии свойств в макро- и микрообъемах и т.п.
Исследования кинетики образования микрорельефа в металле при отжиге, проводили на образцах толщиной 2.5 мм, изготовленных из сплава ВТ6 с исходной пластинчатой структурой. Для облегчения наблюдения за развитием рельефа
исследуемые поверхности полировали до Яа = 0,01.0,02 мкм.
Образцы отжигались в диапазоне температур
850...975°С при изотермических выдержках до 4 часов. Отжиг осуществляли в вакууме не хуже 10-2 Па; для снижения возможности окисления образцов при отжиге их дополнительно защищали экраном из титановой фольги.
О качественном влиянии температуры отжига на топографию поверхности титана можно судить по профилограммам, приведенным на рис. 6.
Рис. 6. Типичные профилограммы полированных поверхностей образцов после двухчасового отжига при температурах, °С: а - 900, б - 950, в - 975
Для количественной оценки изменения микрогеометрии поверхности использовали стандартную характеристику шероховатости поверхности Яа, которую измеряли с помощью профилографа - профи-лометра.
Процесс развития деформации поверхности под действием собственных напряжений описывали построением кинетических зависимостей АЯа = ф(Т) при заданных температурах.
О качественном влиянии температуры отжига на морфологию поверхности сплава можно судить по микрофрактограммам, приведенным на рис. 7. Структурный рельеф развивается в первую очередь по границам бывших /?-зерен и границам а-пластин.
Рис. 7. Влияние на топографию поверхности сплава ВТ6 температуры вакуумного отжига, °С: а - 900; б -
950; в- 975, г - 1000; х500
Образование субструктурного рельефа наблюдается в зернах после отжига при 900°С. Отжиг при 950°С и выше сопровождается образованием субструктурного рельефа в виде «ступенек» различного размера по всей исследуемой поверхности. После отжига при 1000°С поверхность характеризуется более грубым рельефом (рис. 7, г).
О влиянии температуры и длительности отжига на изменение параметра шероховатости Яа поверхности можно судить по данным, приведенным на рис. 8.
Из анализа зависимостей АЯа=ф(т, г) следует, что повышение температуры и увеличение длительности отжига сопровождается ростом абсолютных значений Яа и формированием более грубого микро-структурного рельефа. При этом зависимость АЯа=ф(Т) имеет затухающий характер; ход зависимости АЯа = ф(Т) свидетельствует о том, что образование рельефов является термически активируемым
0 1 2 3 Г, Ч
Рис. 8. Влияние длительности отжига при температурах, °С: 1 - 900; 2 - 950; 3 - 975 на изменение параметра Яа сплава ВТ6 с пластинчатой структурой
Рассматривая развитие микрорельефа на поверхности образцов как ее специфическую деформацию, можно скорость этой деформации ¿р охарактеризовать относительной скоростью изменения параметра шероховатости и определить ее по зависимости:
¿р =АЯа/Яа т, (6)
где АЯа - изменение Яа в течение времени отжига Т; Яа - исходное значение параметра.
Обращает на себя внимание высокая скорость деформации поверхности под действием внутренних (собственных) напряжений, оцененная по выражению (6), которая в начальный момент может достигать ~10-3 с-1, что на 2-3 порядка превышает скорость деформации металла под действием внешних сжимающих напряжений, обычно применяемых при сварке с низкоинтенсивным силовым воздействием.
Непрерывная деформация поверхностей, сопровождающаяся образованием рельефа в виде полос скольжения, которые являются местами выхода дислокаций, приводит к повышению и поддержанию на высоком уровне их реакционной способности к схватыванию. Причем этот канал активации поверхностей не требует использования внешних напряжений и не сопровождается макродеформацией свариваемых заготовок.
Процесс деформации контактных поверхностей под действием внутренних напряжений сам по себе не может приводить к увеличению площади физического контакта при диффузионной сварке, так как геометрические размеры в принципе хотя и изменяются на высоту образующихся микровыступов, но объем свариваемых заготовок в целом не увеличивается и остается прежним.
При сближении контактных поверхностей в процессе ползучести под действием приложенных сжимающих давлений до некоторой величины к, соизмеримой с величиной «микровыступов», формирующихся на поверхности, произойдет образование микроконтактов. Эти образовавшиеся многочислен-
ные микровыступы будут являться очагами спекания.
Развитие процессов образования микроконтактов и последующего спекания может приводить к формированию в зоне стыка пор. Согласно [4], если радиус пор г значительно больше линейных размеров элементов микроструктуры / (зерна блока), то есть пора окружена большим количеством мелких зерен (блоков), то под влиянием лапласовского давления (Р = -2у/г) будет происходить диффузионновязкое течение вещества матрицы в пору, и радиус поры будет изменяться по закону:
3 7 ™
г = г0--—т, (7)
0 4 7
где г0 - начальный радиус поры, у - удельная поверхностная энергия на границе фаз, щ - коэффициент вязкости материала.
Таким образом, основная роль процесса деформации контактных поверхностей под действием собственных (внутренних) напряжений в образовании диффузионного соединения заключается в создании в контактном зазоре центров (в разделении сплошного контактного зазора на ряд значительно более мелких пор), вокруг которых развиваются процессы, протекающие при спекании металлов.
Поскольку эти процессы термически активируемы и развиваются в ограниченном пространстве (в узком контактном зазоре), то их роль в формировании диффузионного соединения должна возрастать по мере повышения температуры, снижения сжимающего давления и повышения класса чистоты обработки контактных поверхностей.
Используя приведенные выше зависимости, дадим количественную оценку процессам, протекающим в контактном зазоре при диффузионной сварке титана в соответствии с предложенной схемой образования соединения.
На первом этапе оценим величину относительной площади контакта Рк отн, которую необходимо развивать между свариваемыми поверхностями, чтобы в контактном зазоре под действием внутренних напряжений происходило образование очагов (центров) спекания.
Для этого оценим величину микровыступов, образующихся на поверхности титана при отжиге в условиях автовакуумирования в течении 1 часа. Она составила: 0,3 мкм при 850 °С; 0,5 мкм при 900 °С;
0,9 мкм при 950°С и 1,5 мкм при 1000 °С [3]. Для случая контакта полированной поверхности с поверхностью, обработанной точением, можно считать, что к0=6,8 мкм. Тогда из уравнения к=к0(1-Рк отн) следует, что Рк отн для температур 850, 900, 950 и 1000°С составляет, соответственно: 0,95; 0,92;
0,87 и 0,78. То есть, в рассмотренных условиях (к0=6,8 мкм) процесс образования очагов спекания за счет развития деформационных рельефов может играть заметную роль в формировании диффузионного соединения только в области высоких температур (950.1000 °С).
Время т необходимое для заращивания образующихся в результате развития микроконтактов пор, оценим по выражению (7). Принимаем, что размеры пор соизмеримы с величиной микровыступов, то есть г0 » 0,5 мкм, у~1,5^103 дин/см [4], П=1011 дин-с-см-2. Тогда для г=1000 °С величина т будет равной 4,5-103 с.
Вычисленные значения времени как развития очагов спекания (103 с), так и заращивания пор (~4,5-103 с) по порядку вполне согласуются с реальными временами, использованными при сварке.
Полученные результаты имеют не только научное, но и практическое значение, поскольку позволяют наметить и обосновать пути построения технологии диффузионной сварки, обеспечивающие снижение накопленной деформации.
Такими путями могут быть:
1. Использование сжимающих давлений только на начальном этапе сварки для сближения свариваемых поверхностей на расстояние, соизмеримое с высотой деформационных рельефов, образующихся под действием собственных (внутренних) напряжений.
2. Повышение чистоты обработки контактных поверхностей до уровня, позволяющего собирать свариваемые заготовки с величиной контактного зазора, соизмеримого с высотой деформационных рельефов, образующихся при нагреве под действием внутренних напряжений, и осуществление процесса по схеме автовакуумной сварки при всестороннем сжатии свариваемых заготовок.
Литература
1. Пешков В.В. Кинетика образования соединения при диффузионной сварке титанового сплава ВТ5 / В.В. Пешков, В.Н. Родионов, В.Н. Милютин, М.Б. Никголов. -Автоматическая сварка. - 1984. - № 7. - С. 27-31.
2. Пешков В.В. Технологические параметры процесса диффузионной сварки сотовых конструкций из титановых сплавов / В.В. Пешков, С.И. Гусев // Сварочное производство. - 1984. - № 10. - С. 12 - 14.
3. Бондарь А.В. Диффузионная сварка титана и его сплавов / А.В. Бондарь, В.В. Пешков, Л.С. Киреев, В.В. Шурупов. - Воронеж: ВГУ, 1998. - 255 с.
4. Френкель Я.И. Введение в теорию металлов.- Л.: Наука, 1972. - 424 с.
Воронежский государственный технический университет
THE MECHANISM OF FORMATION OF PHYSICAL CONTACT AT DIFFUSION WELDING V.V. Peshkov, V.R. Petrenko, A.B. Bulkov, D.N. Balbekov
On the basis of experimental researches executed on samples from a titanic alloy, it is shown that the factor influencing development of physical contact and quality of diffusive connection is the microstructure of welded preparations.
As a result of processing of experimental data expression describing kinetics of developments of physical contact in the high-temperature creep conditions is received.
The hypothesis about a role of deformation reliefs in formation of diffusive connection, contain in creation in a contact backlash of the additional centers round which processes, characteristic for sintering and proceeding without participation of external compressing pressure develop is formulated
Key words: diffusive welding, titanic alloys, deformation, physical contact, microstructure
