CC BY
97
УДК 621.791
ВЛИЯНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ НА ПРОЦЕСС ДИФФУЗИОННОЙ СВАРКИ ТИТАНА
В.В. Пешков, С.В. Сафонов, А.Б. Булков, Д.Н. Балбеков, С.М. Небольсин
На основании экспериментальных исследований выполненных на образцах из титанового сплава, показано, что фактором, влияющим на развитие процесса сварки и качество диффузионного соединения, являются температура и давление сварки и микроструктура свариваемых заготовок. В результате обработки экспериментальных данных установлено, что в зависимости от сочетания микростуктур заготовок и температуры сварки образование соединения контролируется активацией контактных поверхностей и развитием стадии объемного взаимодействия или развитием физического контакта
Ключевые слова: диффузионная сварка, титановые сплавы, физический контакт, параметры режима сварки, прочность
Перспективным процессом, позволяющим получать титановые тонкостенные слоистые конструкции аэрокосмической техники, является диффузионная сварка с низкоинтенсивным силовым воздействием [1].
Формирование диффузионного соединения происходит в процессе высокотемпературной деформации под действием как внешних (приложенных), так и внутренних (собственных) напряжений, обеспечивающих развитие физического контакта, активацию и сближение свариваемых поверхностей на расстояние, при которых происходит образование между ними химических связей [2].
Основными параметрами диффузионной сварки в вакууме и факторами, влияющими на качество соединения, являются температура, давление, время, подготовка (микрогеометрия) свариваемых поверхностей и исходная микроструктура заготовок [1-3].
Целью работы было установление закономерностей влияния технологических параметров на развитие процесса диффузионной сварки.
Экспериментальные исследования были выполнены на образцах из сплава ВТ14 по методике, описанной в работах [4, 5]. Контактная поверхность одного из образцов обрабатывалась точением (Яа ~ 6,8 мкм), а второго полировалась
(Яа ~ 0,01...0,03 мкм). Исследовали три варианта сочетания микроструктур свариваемых образцов: I вариант - оба образца имели исходную глобулярную (мелкозернистую) микроструктуру; II вариант -оба образца имели крупнозернистую пластинчатую микроструктуру; III вариант - образец, контактная поверхность которого обрабатывалась точением,
Пешков Владимир Владимирович - ВГТУ, д-р техн.
наук, профессор, e-mail: otsp@vorstu.ru
Сафонов Сергей Владимирович - ВГТУ, канд. пед.
наук, профессор, тел. 8(473)2783884
Булков Алексей Борисович - ВГТУ, канд. техн.
наук, доцент, e-mail: otsp@vorstu.ru
Балбеков Дмитрий Николаевич - ВГТУ, аспирант,
тел. 8(473)2783884
Небольсин Сергей Михайлович - ВГТУ, аспирант, тел. 8(473)2783884
имел крупнозернистую пластинчатую микроструктуру, а образец с полированной поверхностью имел глобулярную микроструктуру [4, 5].
О влиянии технологических параметров на развитие процесса сварки судили по результатам механических испытаний сваренных образцов и фрактографического анализа поверхностей разрушения. При этом в качестве количественной характеристики прочности соединения использовали относительную прочность вотн, которую определяли по выражению (оотн=Р/(Е^ ае) , где Р - усилие разрушения при испытании на статический разрыв; Е -площадь сечения рабочей части “гагаринского” образца диаметром 8,0 мм; ае - предел прочности при испытаниях на статический разрыв основного материала, предварительно отожженного по режиму диффузионной сварки).
Приведенные ниже результаты следует рассматривать как продолжение исследований, описанных в работах [4, 5].
Экспериментально полученные зависимости вотн =ф(т) диффузионного соединения после сварки в интервале температур 800.1050 0С приведены на рис. 1.
Из результатов проведенных испытаний следует, что прочность диффузионного соединения зависит не только от температуры и длительности сварки, но и от исходного сочетания микроструктур свариваемых образцов.
После сварки в интервале температур 800 .850 0С образцов с I вариантом сочетания микроструктур (равноосная мелкозернистая с равноосной мелкозернистой) качество соединения характеризуется низкой прочностью (рис. 1, а, кр. 1, 2), разрушение соединений во всех случаях происходило по стыку. Фрактографический анализ поверхностей разрушения показал, что участки контакта характеризуются наличием слабо развитых гребней отрыва сравнительно небольшой величины (рис. 2, а и б).
Повышение температуры сварки до 900 0С и времени до 60 мин обеспечивает увеличение прочности соединения до уровня прочности основного материала, т.е. вотн = 1,0 (рис. 1, а, кр. 3). Но и в этом случае разрушение образцов происходило хрупко по зоне соединения. Топография поверхно-
стей при этом характеризуется наличием участков с мелкоямочным рельефом (рис. 2, в), наблюдаемым обычно при иитеркристаллитиом разрушении.
Рис. 1. Зависимости вотн =ф(т) после сварки при температурах, 0С: 1 - 800, 2 - 850, 3 - 900,
4 - 925, 5 - 950, 6 - 975, 7 - 1000, 8 - 1050; давлениях, МПа: а,в,г - 2,0 и б - 7,0 и вариантах сочетания микроструктур образцов: а - I, б - II, в - III
Размеры образующихся ямок заметно меньше тех, которые формируются при разрушении основного металла с мелкозернистой микроструктурой. Это дает основание считать, что взаимодействие между свариваемыми поверхностями развивалось только в плоскости контакта и заканчивалось схватыванием. Увеличение длительности сварки до 90 мин сопровождается повышением качества соединения и разрушение соединения при испытании на статическое растяжение происходит в стороне от стыка по основному материалу.
После сварки при 950 0С в течение 30 мин и более разрушение сваренных образцов происходило по основному металлу вотн = 1,0 (рис. 1, а, кр. 5) по механизму зарождения и слияния микронеровностей, с образованием ямочного микрорельефа (рис.
2, г), аналогичного тому, который образуется при транскристаллитном разрушении основного металла.
Повышение температуры сварки до 975... 1000 0С сопровождается некоторым снижением прочности соединения по сравнению с прочностью соединения, полученной при 950 0С. Это связано с тем, что при переходе в область температуры существования в - фазы сопротивление высокотемпературной деформации возрастает и, как следствие этого, уменьшаются площадь образующегося физического контакта и прочность соединения. Топографии поверхности разрушения сварных соединений, полученных в области температур выше окончания а+в^в - превращения, характеризуются значительной неоднородностью, обусловленной распространением трещины, как по зоне стыка, так и по основному металлу. В изломах можно наблюдать такие виды рельефов разрушения, как мелкоямочный
(сотовый), так и чашечный с довольно крупными и глубокими ямками (рис. 2, д), а также рельеф в виде продолговатых, параллельно расположенных друг относительно друга гребней отрыва. Такой характер разрушения дает основание считать, что процесс взаимодействия между свариваемыми поверхностями развивался не только в плоскости контакта, но и в объеме зоны сварки.
д
Рис. 2. Топография поверхностей разрушения образцов с I вариантом сочетания микроструктур на участках образовавшегося контакта после сварки при температурах, 0С: а - 800, б - 850, в - 900, г - 950, д - 1000, давлении 2,0 МПа в течение 60 мин, *2100
Попытка сварить образцы с сочетанием микроструктур по II варианту (крупнозернистая пластинчатая с крупнозернистой пластинчатой) при температурах ниже окончания фазового превращения (Т < 950 0С) и давлении 2,0 МПа не дала положительных результатов; образцы либо разрушались при механической обработке, либо имели очень низкую прочность. Это объясняется большим сопротивлением высокотемпературной деформации сплава с исходной крупнозернистой пластинчатой структурой, по сравнению со сплавом, имеющим глобулярную или равноосную мелкозернистую структуру. Поэтому чтобы приблизить условия образования соединения этих образцов к условиям сварки образцов с I вариантом сочетания микроструктур при температуре ниже окончания фазового превращения,
сварку осуществляли с использованием давления 7,0 МПа.
Зависимости аотн =ф(т), полученные по результатам испытания образцов, приведены на рис. 1, б. Из этих данных видно, что если после сварки при 850 0С аотн не превышает 0,1 и поверхности разрушения характеризовались наличием отдельных незначительных гребней отрыва, которые плохо выделяются даже при увеличении до 3200 крат (рис. 3, а), то повышение температуры до 900...950 0С сопровождается ростом прочности соединения и из-
в г
Рис. 3. Топография поверхностей разрушения образцов со II вариантом сочетания микроструктур на участках образовавшегося контакта после сварки при температурах, 0С: а - 850, б -900, в - 925, г - 950, давлении 7,0 МПа в течение 60 мин, *3200
Так, после сварки при 900 0С разрушение соединения при аотн = 0,4...0,5 сопровождается образованием гребней отрыва и мелкоямочного рельефа, расположенных в зоне стыка (рис. 3, б) что свидетельствует о развитии процесса схватывания. Повышение температуры сварки до 925...950 0С обеспечивает получение соединений с вотн на уровне основного металла (рис. 1, кр. 4, 5), хотя после сварки при 925 0С разрушение соединений при испытании происходило по зоне стыка. Только повышение температуры сварки до 950 0С обеспечивало получение соединения, при испытании которого разрушение происходило по основному металлу с формированием топографии поверхности разрушения типичной для разрушения сплавов с крупнозернистой пластинчатой структурой (рис. 3, г).
Результаты испытания образцов с III вариантом сочетания микроструктур (крупнозернистая пластинчатая с равноосной мелкозернистой) показали, что прочность диффузионного соединения, как и в предыдущих случаях, с повышением температуры сварки возрастает (рис. 1, в). Однако даже после сварки при 950 0С вотн не превышает значения 0,8. Разрушение образцов во всех случаях происходило хрупко по зоне соединения. О влиянии температуры
сварки на развитие процесса взаимодействия свариваемых поверхностей можно судить по фрактограм-мам поверхностей разрушения, приведенным на рис.
4. Видно, что после сварки при 850 0С на контактных поверхностях присутствуют только отдельные очаги схватывания, которые разрушаются хрупко и выявляются при большом (8100 крат) увеличении (рис. 4, а). После сварки при 900 0С возрастает количество очагов взаимодействия контактных поверхностей, разрушение которых сопровождается образованием небольших гребней отрыва, что свидетельствует о некотором локальном запасе пластичности соединения. Повышение температуры сварки до 925...950 0С сопровождается увеличением плотности гребней отрыва на участках образовавшегося физического контакта (рис. 4, в, г), однако величина этих гребней значительно меньше тех, которые формировались, например, после разрушения образцов с I вариантом сочетания микроструктур (см. рис. 2).
в г
Рис. 4. Топография поверхностей разрушения образцов с III вариантом сочетания микроструктур после сварки при температурах, 0С: а - 850, б -900, в - 925, г - 950, давлении 2,0 МПа в течение 60 мин, *8100
Обращает на себя внимание сопоставление результатов исследований по влиянию температуры на кинетику развития относительной площади физического контакта Еотн [5] и на соответствующую им относительную прочность диффузионного соединения астн (рис. 1). Так, если после сварки образцов с I и II вариантами сочетания микроструктур отношения оотн/Еотн > 1, то после сварки образцов с III вариантом сочетания микроструктур эти отношения вотн/Еотн < 1. То есть при использовании образцов с III вариантом сочетания микроструктур имеет место "запаздывание" (отставание) во времени процесса роста прочности соединения от развития физического контакта, а также имеет место значительная разница в строении зон разрушения на участках образования контакта при одинаковых или близких технологических параметрах. Это дает основание пред-
положить, что в зависимости от сочетания исходных микроструктур свариваемых заготовок, контактные поверхности имеют различную реакционную способность к схватыванию.
О влиянии давления на прочность соединения можно судить по зависимостям аотн =ф(т), приведенным на рис. 5. Видно, что во всех случая повышение давления сопровождается увеличением относительной прочности соединения, что не противоречит существующим представлениям о роли этого технологического параметра на развитие процесса диффузионной сварки. Сохраняется и отмеченное выше соотношение вотн/Еотн: для I и II варианта сочетания микроструктур аотн/Еотн > 1, а для образцов с III вариантом сочетания микроструктур
*~*отц1^' отп ^ 1 •
Ли* (Хач.
Рис. 5. Зависимости оотн =ф(т) после сварки при 900 0С (а, б, в) и 1000 0С (г), давлениях, МПа: 1 - 0,5; 2 - 1,0; 3 - 1,5; 4 - 2,0; 5 - 3,0; 6 - 5,0;
7 - 7,0; 8 - 10,0 и 9 - 12,0; вариантах сочетания микроструктур образцов: а, г - I, б - II, в - III
На рис. 6 приведены зависимости вотн =ф(т), отражающие влияние формы микровыступов на контактных поверхностях, характеризуемой углом в между образующей микровыступа и его основанием. Из этих зависимостей видно, что при всех вариантах сочетания микроструктур образцов увеличение угла в сопровождается уменьшением относительной прочности соединения. При этом, более низкие значения прочности и наименьшее влияние изменения угла в на качество соединения наблюдается при использовании образцов с III вариантом сочетания микроструктур. Это можно объяснить тем, что развитие контакта и формирование соединения происходит не за счет смятия микровыступов, имеющих крупнозернистуую пластинчатую микроструктуру, а за счет деформации поверхностных слоев образцов с глобулярной микроструктурой при вдавливании в нее микровыступов.
Как отмечалось выше, обращает на себя внимание соотношение вотн/Еотн, которое зависит от сочетания микроструктур свариваемых образцов и технологических параметров процесса сварки. По-
этому для установления закономерностей развития процесса сварки полученные экспериментальные зависимости аотн =ф(т, Т, Р, в) (рис. 1, 5 и 6) и Еотн=ф(т, Т, Р, в) (приведенные в работах [4, 5]) были проанализированы в координатах вотн -Етн для каждого варианта сочетания микроструктур и двух областей температур : 800...950 0С и 975...1050 0С, то есть ниже и выше окончания полиморфного превращения. При этом влияние сварочного давления, формы микровыступов и длительности сварки учитывалось через их влияние на численные значения И Ооти.
Рис. 6. Зависимости аотн =ф(т) после сварки при 900 0С (а, б, в) и 1000 0С (г); подготовки контактных поверхностей характеризуемой углом в, град: 1 - 15; 2 - 30; 3 - 45 и 4 - 60; вариантах сочетания микроструктур образцов: а, г - I, б - II, в - III и давлениях, МПа: а, в, г - 2,0 и б -10
Из построения экспериментальных данных в координатах вотн - Еотн (рис. 7 и 8) видно, что совокупность точек, отражающих взаимосвязь между втн и Еотн, образуют области, границы и размер которых зависят от температуры сварки и исходного микроструктурного состояния свариваемых образцов.
Процесс сварки образцов с I и II вариантами сочетания микроструктур следует рассматривать как сварку однородных материалов, которая характеризуется одинаковой (симметричной или близкой к тому) степенью развития деформации обоих контактных поверхностей и, следовательно, одинаковой степенью их активации. Области значений вотн=ф(Еотн) для этих вариантов образцов достаточно близки (см. рис. 8, а, б). Но из приведенных зависимостей видно, что даже при одинаковой относительной площади контакта Еотн (т.е. одинаковой деформации поверхностей) с увеличением температуры сварки от 800 до 950 0С относительная прочность соединения оотн возрастает. Это можно объяснить ролью в формировании соединения термического канала активации контактных поверхностей и развитием объемного взаимодействия. В пользу этого объяснения свидетельствуют результаты фракто-
графического анализа поверхностей разрушения (рис. 2, 3). Видно, что при температурах ниже 900...925 0С взаимодействие между контактными поверхностями развивается в основном в плоскости контакта и заканчивается схватыванием, а с повышением температуры этот процесс развивается и в объеме зоны сварки. Топография поверхности разрушения характеризуется неоднородностью, обусловленной распространением трещины как по зоне стыка, так и по основному материалу.
Оотн
О о
0,8
0,6
0,4
0,2
МП 1 1 щ 1 I 1/Г
3 1т и
. Я5П \°п й Ш г
О - 900 °С 1/1 Ч
□ - ■950 1 С и1
С 0
0 0,2 0,4 0,6 0,8 Рог
0,8
0,6
0,4
0,2
_ щ
Г) Л «I
• V - 800 V _ РЬП °п т и
о - 900 °С + - 925 °С Г) _ у/// ш /г
Ч%\ ж //>
□ -95 ЮЪ Г
в
Рис. 7. Зависимость аотн =ф(^отн) для области температур ниже окончания полиморфного превращения и вариантов сочетания микроструктур образцов: а -1, б - II, в - III
0,8
0,6
0,4
0,2
~ • -975 °С - о - 1000 °< х - 1025 °< */
о /
У
□ -1С 150 °( /
/
У > о
о/ 7 э
/
У
0 0,2 0,4 0,6 0,8
0 0,2 0,4 0,6 0,8 Ротн
Рис. 8. Зависимость аотн =ф(^отн) для области температур выше окончания полиморфного превращения
При сварке в области температур выше окончания фазового превращения свариваемые образцы тоже имеют одинаковую (однородную) микроструктуру, соответствующую высокотемпературной в -фазе. Через экспериментально полученные точки, отражающие связь между Готн и аотн, с достаточной степенью точности можно провести одну линию (рис. 8), которая в координатах аотн - Готн достаточно близко расположена к верхней (высокотемпературной) границе области аотн =ф(^отн) для образцов с I и II вариантами сочетания микроструктур (рис. 7, а, б). Это можно объяснить тем, что при температурах выше 975 0С процесс сварки развивается между поверхностями с высокой реакционной способностью и формирование диффузионного соединения лимитируется стадией образования физического контакта.
Область значений аотн =ф(^отн) при сварке образцов с разнородной структурой (III вариант сочетания микроструктур) приведена на рис. 7, в. Видно, что и в этом случае при одинаковой относительной площади контакта Готн с повышением температуры сварки от 800 до 950 0С относительная прочность соединения возрастает, но значения аотн остаются ниже, чем для образцов с I и II вариантами сочетания микроструктур при таких же значениях Готн и
^отн/^отн < 1 •
Более низкие значения аотн для образцов с III вариантом сочетания микроструктур можно объяснить тем, что в этом случае развитие физического контакта происходит в основном за счет деформации образцов с глобулярной (равноосной мелкозернистой) структурой в процессе вдавливания микровыступов с крупнозернистой пластинчатой структурой. При этом микровыступы с такой структурой характеризуются значительно большим сопротивле-
а
б
нием высокотемпературной деформации. Так, скорость высокотемпературной ползучести сплава ВТ14 с равноосной мелкозернистой структурой при температуре сварки 900 0С и давлении 2,0 МПа составляет 2,3 • 10-5 с-1, а скорость ползучести того же сплава, но с пластинчатой структурой, при тех же параметрах сварки - 2 10-7 с-1. То есть процесс развития физического контакта будет сопровождаться различной деформацией свариваемых материалов и, как результат этого, различной степенью их активации (различной реакционной способностью к схватыванию). Деформация контактных поверхностей образцов с пластинчатой микроструктрой и их активация будут иметь место лишь после достижения определенной деформации поверхности образцов с глобулярной структурой. Именно этим можно объяснить наблюдаемое отставание во времени процесса роста прочности соединения от развития физического контакта, когда оотн1Еотн < 1.
Результаты проведенных исследований дают основание сделать следующие выводы:
1. При сварке заготовок с однородной структурой при температурах ниже начала полиморфного превращения (для сплава ВТ14 Т<920 0С) процесс формирования соединения лимитируется активацией контактных поверхностей и развитием стадии объемного взаимодействия; при температурах выше начала полиморфного превращения - развитием физического контакта.
2. При сварке заготовок, имеющих различную микроструктуру (равноосную мелкозернистую и крупнозернистую пластинчатую) в интервале температур ниже окончания полиморфного превращения (для сплава ВТ14 Т<950 0С) процесс формирования соединения лимитируется стадией активации контактных поверхностей заготовок с крупнозернистой пластинчатой микроструктурой.
Литература
1. Бондарь А.В. Диффузионная сварка титана и его сплавов / А.В. Бондарь, В.В. Пешков, Л.С. Киреев, В.В. Шурупов. - Воронеж: ВГУ. - 1998. - 256 с.
2. Пешков В.В. Механизм образования физического контакта при диффузионной сварке / В.В. Пешков, В.Р. Петренко, А.Б. Булков, Д.Н. Балбеков // Вестник ВГТУ. -2011. - Т.7, № 10. - С. 13-16.
3. Казаков Н.Ф. Диффузионная сварка в вакууме / Н.Ф. Казаков. - М.: Машиностроение. - 1976. - 312 с.
4. Пешков В.В. Влияние микрогеометрии поверхности на кинетику развития физического контакта при высокотемпературной термодеформационной обработке титана / В.В. Пешков, С.В. Сафонов, А.Б. Булков, А.И. Стры-гин, Д.Н. Балбеков // Вестник ВГТУ. - 2012. Т.8, № 4. - С. 140-145.
5. Пешков В.В. Моделирование процесса развития контакта при термодеформационной обработке титана / В.В. Пешков, С.В. Сафонов, А.Б. Булков, А.И. Стрыгин, Д.Н. Балбеков // Вестник ВГТУ. - 2012. Т.8, № 5. - С. 108114.
Воронежский государственный технический университет
EFFECT OF PROCESS PARAMETERS ON THE PROCESS OF DIFFUSION WELDING OF TITANIUM
V.V. Peshkov, S.V. Safonov, A.B. Bulkov, D.N. Balbekov, S.M. Nebolsin
Based on experimental studies performed on samples of titanium alloy, it is shown that the quotient torus, affecting the development of the welding process and the quality of the connection diffusion are temperature and pressure of welding, and microstructure of the welded blanks. As a result of processing the experimental data revealed that, depending on the combination of mikrostruktures blanks and sealing temperature is controlled by activation of the contact surfaces and the development stage of the volume interaction or the development of physical contact
Key words: diffusion welding, titanium alloys, physical contact, the parameters of welding, the strength
