СОЕДИНЕНИЕ МЕТАЛЛОВ В ТВЕРДОЙ ФАЗЕ

ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ СОЕДИНЕНИЙ ПРИ СВАРКЕ ДАВЛЕНИЕМ

Конечной целью любого способа сварки является получение неразъемного соединения, обладающего в зависимости от предъ­являемых требований высокой прочностью и ударной вязкостью, стойкостью против коррозионного воздействия в различных агрес­сивных средах, усталостной прочностью при длительных стати­ческих и динамических нагрузках, работоспособностью при раз­личных температурно-временных и силовых условиях, а также в космических условиях.

Комплекс механических свойств соединения, полученного любым из способов сварки без расплавления, определяется харак­тером проявления и степенью развития релаксационных процес­сов, которые зависят от природы соединяемых материалов и их релаксационной стойкости, температуры, схемы напряженного состояния, величины и скорости деформации материалов в зоне соединения. При холодной сварке некоторых материалов, име­ющих высокую релаксационную стойкость, возможны случаи, когда соединение образуется и разрушается из-за того, что ре­лаксация напряжений в очаге деформации за время сварки не успевает произойти. Применительно к холодной сварке это обус­ловлено малой скоростью релаксации напряжений при комнат­ной температуре.

При сварке с высокоинтенсивным силовым воздействием, как это было показано, возможность образования качественного соеди­нения определяется соотношением длительности взаимодействия, активации всей контактной поверхности и релаксации напряже­ний в зоне образующегося соединения.

При сварке давлением с подогревом релаксационные процессы в ряде случаев требуется ограничить, так как при соединении некоторых разнородных материалов они могут способствовать снижению технологической прочности соединения в результате, на­пример, гетеродиффузии, приводящей к образованию новых хруп­ких фаз [173—177].

Наиболее полно вопросы формирования качественного соеди­нения в связи со структурой сварного соединения при сварке давлением с подогревом одноименных материалов рассмотрены в работах [17—24].

В работе [21] предложено рассматривать процесс формирова­ния качественного соединения между одноименными материалами, протекающий в три стадии. Первая стадия характеризуется обра-

зованием физического контакта между материалами и заканчи­вается формированием общей границы, ориентированной по плос­кости соединения. На второй стадии процесса возникают общие зерна между соединяемыми материалами по ориентированной гра­нице. однако сама граница, исчезая, может оставлять след в виде ймок, выявляемых при травлении. Третья стадия формирования соединения завершается полным устранением ямок.

Основным препятствием для формирования качественного соединения при сварке давлением с подогревом является ориенти­рованная граница в зоне контакта [21], которая в работах [17, ]81 рассматривается как обычная межзеренная граница, а свар­ное соединение считается ослабленным за счет непрерывной це­почки дефектов (несплошностей) вдоль линии контакта. В этих работах показано, что наиболее оптимальным процессом форми­рования соединения является образование вдоль плоскости кон­тактирования общих для обеих стыкуемых заготовок зерен путем рекристаллизации. Дефектами в зоне соединения могут быть также включения окислов 1134, 135]. При этом не исключается возмож­ность образования соединения между поверхностями через окис­ную пленку, однако пластичность соединения получается низ­кой [40].

В работах [68, 69] образование ориентированной границы счи­тают следствием геометрической неоднородности соединяемых поверхностей, т. е. предполагают, что несплошности в зоне сварки — это участки, на которых образование физического кон­такта не произошло.

Наличие ориентированной границы в зоне соединения, по мне­нию авторов работ [17—24, 40], приводит к тому, что при механи­ческих испытаниях наблюдается хрупкое межзеренное разру­шение.

Анализируя данные этих работ, а также результаты исследо­вания кратковременной прочности, пластичности и длительной прочности при высоких температурах сварных соединений из ти­тана [68, 69 ] и никелевых сплавов [178], можно сделать следую­щие выводы. Сварные соединения с ориентированной в плоскости контактирования межзеренной границей и расположенными вдоль этой границы «микронепроварами» могут иметь высокую прочность при растяжении, однако пластичность и ударная вязкость таких соединений низкая. Образование в зоне контакта общих зерен обеспечивает высокую ударную вязкость и пластичность свар - ных соединений. Формирование таких общих зерен в зоне соедине­на происходит путем развития рекристаллизационных процес­сов, поэтому существует корреляция между зависимостью диф­фузионной подвижности атомов и ударной вязкости от параметров сварки.

Существует и другая точка зрения, высказанная в работах [178, 180], выражающаяся в том, что граница раздела, соизмери­мая по ширине с межзеренной границей и выявляемая с помощью

оптической металлографии, не влияет на пластичность и пр0ч. ностные характеристики сварных соединений.

Процесс активации контактных поверхностей и образование прочных химических связей в плоскости контакта, рассмотренные ранее, заканчивается слиянием дискретных очагов взаимодействия а в объеме — релаксацией напряжений в той степени, которая необходима для сохранения образовавшихся связей. Когда обра. зование соединения между одноименными металлами ограннчи. вается этими процессами, то зона соединения представляет собоі, межзеренную границу со всеми присущими ей признаками. Из­вестно, что два контактируемых соседних зерна могут иметь, вообще говоря, любую разность ориентации кристаллических ре­шеток. Для металлов, используемых в практике, наиболее веро­ятны границы с большой разностью ориентаций.

Рассмотрение стоуктуры границы на основе дислокационных представлений возможно лишь для границ с малым углом раз - ориентировки (<зт/12). Для границ с большим углом разориенти ровки расположение дислокаций становится настолько сложным и плотным, что дислокации теряют свою индивидуальность.

Важным, однако, является анализ условий формирования та­кой границы (ширина которой должна составлять величину по­рядка трех атомных диаметров) при сварке металлов, поверхности которых геометрически неоднородны. Известно [181], что дефор­мация отдельного зерна содержит две компоненты. Одна из них деформация, обусловленная грубым скольжением, а другая — тон­ким скольжением. Деформация, обусловленная грубым скольже­нием, зависит от числа следов и величины смещения в них. Доля ее в общей деформации в процессе ползучести при Т > 0,57,1Л изменяется сложным образом. На стадии неустановившейся пол­зучести она увеличивается, а далее, на стадии установившейся ползучести, уменьшается. В частности, для никеля эта доля может составлять от 10 до 40%. Основной вклад в общую деформацию на начальной стадии ползучести вносит тонкое скольжение. Однако по мере развития процесса на стадии неустановившейся ползу­чести относительная роль тонкого скольжения уменьшается и деформация все в большей мере локализуется в грубых следах скольжения.

При таких условиях зона контакта двух соседних зерен будет представлять собой разупорядоченную область, так как высота следов грубого скольжения может составлять величину до одного микрона, а расстояние между следами скольжения — до несколь­ких микрон. Такая зона не отвечает признакам высокоугловой границы. Сужение зоны разупорядочения и превращение ее в вы­сокоугловую границу возможно в результате диффузионных про­цессов типа коалесценций и аннигиляций дислокаций и точечных дефектов (вакансий и дислоцированных атомов).

Итак, процесс формирования высокоугловой границы между зернами в зоне контакта свариваемых поверхностей развивается последовательно путем грубого и тонкого скольжения (вклад последнего в устранение микронесплошностей в зоне контакта особенно велик) и диффузионного упорядочения зоны скопления дислокаций и точечных дефектов за счет их коалесценции и аннигиляции.

Н. Ф - Мотт [182] для таких границ предложил модель «остров­ков»- Он представляет, что граница состоит из островков с хоро­шим сопряжением решеток, разделенных областями с плохим сопряжением. Ряд экспериментальных наблюдений и оценка энер­гии активации скольжения по границам зерен показывают, что, несмотря на принятые допущения, модель Мотта описывает пове­дение границ зерен с большим углом лучше, чем модель Т. С. Ке [183].

Ту же модель Н. Ф. Мотт применил к миграции границы зерна при рекристаллизации. Однако предложенное им уравнение дает завышенные значения скорости миграции.

Миграция ориентированной в плоскости контакта высокоугло­вой межзеренной границы возможна в результате рекристаллиза - ционных процессов. Анализу рекристаллизационных процессов в металлах и сплавах посвящены многочисленные исследования [38, 42, 171, 184—193]. Обстоятельно рассмотрены вопросы влияния степени, скорости, температуры и способа предваритель­ной деформации, температуры и скорости нагрева, длительности отжига, предварительного возврата, величины исходного зерна и нерастворимых примесей на скорость зарождения и скорость роста центров рекристаллизации, определяющих скорость ре­кристаллизации и наиболее вероятный размер зерна при различ­ных длительностях процесса.

Считают, что движущей силой миграции границ зерен при рекристаллизации обработки является накопленная в процессе деформации энергия и стремление к уменьшению зернограничной энергии путем сокращения поверхности границ при собиратель­ной рекристаллизации [171].

Зависимость максимального размера центров рекристаллиза­ции Dmax от времени изотермического отжига / описывают обычно выражением:

Dmsx — G(t —10), (181)

где G — скорость роста центров рекристаллизации, постоянная во времени;

tо — время зарождения центра рекристаллизации.

Л. Н. Лариковым [193] при анализе кинетики рекристаллиза­ции никеля разной степени чистоты показано, что

Dmm = 2Gt, (182)

откуда следует, что в поликристаллических металлах время об­разования первых центров значительно меньше времени их роста До видимых размеров.

Температурная зависимость скорости роста центров рекристад. лизации имеет вид

(183)

где G0 — предэкспоненциальный член;

Q — температурный коэффициент скорости роста центров рекристаллизации.

Глубокие исследования процессов рекристализации, выполнен­ные Л. Н. Лариковым с сотрудниками 1188—193], позволили установить следующее:

1. На скорость роста центров рекристаллизации G в уравне­нии (183) существенное влияние оказывает степень предваритель­ной деформации, способ и температура ее осуществления, причем наиболее существенный рост G наблюдается при увеличении де­формации от 40 до 80ио. Величина температурного коэффициента Q при этом не зависит от степени деформации и температуры ее осу­ществления. Влияние степени деформации на G в указанных рабо­тах объясняется не только возрастанием энергетической стимуля­ции рекристаллизации в результате увеличения поглощенной при деформации энергии, но и тем, что доля энергии, выделяемой при возврате, предшествующем рекристаллизации, уменьшается с увеличением степени деформации.

2. На величину G в уравнении (183) существенное влияние оказывают растворимые в металле примеси: они сильно замедляют рост центров рекристаллизации. По мере увеличения степени чи­стоты металла значения G0 и Q уменьшаются. Для никеля особой чистоты полученное значение составляет 24 ± 1 ккал/моль. Эта величина оказалась близкой к величине энергии активации про­цесса самодиффузии по границам зерен для никеля, которая, по данным работ [194, 195], составляет 26 ккал/моль.

3. Процессы рекристаллизации и полигонизации в сильно деформированном никеле и в сплаве его с алюминием совмещены по времени, т. е. наряду с образованием центров рекристалли­зации наблюдаются перестройка дислокаций и образование суб - зеренной структуры.

Кинетика процесса собирательной рекристаллизации может быть представлена эмпирической зависимостью [196]:

(184)

DVn—Dl/n = Kt,

где DqiiD — средние диаметры зерна до и после отжига; t — время отжига; и и К — параметры, зависящие от температуры и состава материала.

Если D > D0, то уравнение (184) принимает вид [197]:

Параметр п может быть легко определен графически как тан­генс угла наклона зависимости lg D — lg t.

Скорость роста зерен при собирательной рекристаллизации в упрощенном виде описывают зависимостью [171, 184]

G = 4exp(-7^), (186)

где А — постоянная, связанная с частотным множителем.

Выражение G через dD/dt и интегрирование уравнения (186) при условии, что D > D0, дает

D=[2^exp(—^)]1уа. (187)

Сопоставление этого теоретического уравнения с эмпиричес­ким уравнением (185) приводит к выводу, что значение п дол­жно быть равно 0,5. Однако по данным экспериментальных иссле­дований п может изменяться от 0,056 [198] до 0,60 [199]. Д. Мак Лин считает, что те немногие случаи, когда п > 0,5 можно объяс­нить наличием какого-то эффекта, подобного растворению вклю­чений при росте зерен. По-видимому, п = 0,5 только для очень чистых металлов. Это подтверждается тем фактом, что для роста ячеек в мыльной пене, которая является идеализированной мо­делью металла, не имеющего помех для миграции границ, было по­лучено также п — 0,5 [200].

Поскольку при собирательной рекристаллизации нет зерен с резко предпочтительными условиями для роста, то тип функции распределения зерен по размерам не меняется по сравнению с ре­кристаллизацией обработки, но происходит сдвиг максимума функции в сторону больших размеров [184].

В работах 1188, 201, 202] в предположении, что механизм роста зерен такой же, как и механизм роста центров рекристал­лизации, получено следующее теоретическое уравнение для ско­рости миграции границ зерен:

dD l AF ( Q лсе

dt ~RT ЄХР ( RTJ’ ( ^

где I — расстояние, на которое перемещается граница при пере­ходе атома от одного зерна к другому;

Д/7 — свободная энергия, имеющаяся в наличии для осущест­вления миграции;

v — частота атомных колебаний;

Q — энергия активации самодиффузии по границам зерен.

Тем самым предполагается, что процессом, контролирующим миграцию границ, является самодиффузия по границам зерен. Заметим, что в работах [193, 202, 203] для очень чистых никеля и 7-железа полученные по данным экспериментальных наблюдений значения Q оказались близкими к значениям энергии активации самодиффузии по границам зерен.

Приведенный анализ литературных данных по рекристаллиза - ционным процессам в металлических материалах относится к сл. чаям раздельно проводимых операций деформации и отжига.

Формирование структуры зоны соединения при сварке давле­нием с подогревом происходит в условиях горячей деформации (ползучести). Известно, что возврат и рекристаллизация в усло­виях горячей деформации происходят при более низких темпера­турах, чем в тех случаях, когда операции деформации и отжига проводятся раздельно [204, 205]. В литературе имеется большое количество данных о структурных изменениях при ползучести [181, 206—218], однако данных о рекристаллизации при ползу­чести мало [211, 212]. Считают [171, 212], что движущими силами миграции границ зерен в условиях горячей деформации могут быть или энергия, накапливаемая пластической деформацией ползучести, или стремление к уменьшению зернограничной энер­гии. Это зависит от кристаллографических, структурных и других особенностей металла и термодеформационных условий процесса.

Обстоятельные исследования структурных изменений при пол­зучести выполнены Г. Я - Козырским с сотрудниками [208 -2121. Результаты этих исследований показывают следующее:

1. Наряду с факторами, которые определяют процесс рекри­сталлизации при раздельно проводимых операциях деформации и отжига (т. е. степенью деформации, температурой и длительно­стью), большое влияние на рекристаллизацию при ползучести оказывает скорость пластической деформации.

2. Скорость пластической деформации при ползучести может изменить характер влияния степени деформации и температуры по сравнению с тем случаем, когда операции деформации и отжига проводятся раздельно. Так, например, при Т = 700° С, є = 6 >< X Ю~3 %/ч, є = 5% и / = 300 ч рекристаллизации никеля не было обнаружено. Однако при той же степени деформации и более низких температурах (500 -550° С), но при большей ско­рости деформации (0,1— 1,0°о/ч) за время от 2 до 20 ч рекристал­лизация никеля прошла в значительной степени.

3. Рекрнсталлизационные процессы при ползучести могут проходить как по механизму рекристаллизации обработки, так и по механизму собирательной рекристаллизации, причем воз­можно их одновременное протекание. При малых скоростях де­формации и высоких температурах образуются незначительные искажения кристаллической решетки, так как накоплению их препятствуют быстро протекающие процессы отдыха и возврата. При этом исключается возможность развития рекристаллизации и происходит развитие структур полигонизации внутри исход­ных зерен.

4. При больших скоростях деформации скорость накопления искажений превышает скорость устранения их путем отдыха и возврата, причем наибольшие искажения получают приграничные участки зерен и в меньшей степени участки по границам фра - 172 гментов. На этих участках и происходит образование зародышей рекристаллизации.

5. Ранняя стадия ползучести характеризуется неоднородно­стью пластической деформации зерен причем увеличение темпе­ратуры или давления повышает степень такой неоднородности.

При анализе кинетики формирования структуры зоны соеди­нения при сварке в твердой фазе давлением с подогревом необ­ходимо учитывать следующие особенности:

1. Соединяемые поверхности материалов геометрически неод­нородны. Поэтому при сварке отдельные приконтактные объемы (микроучастки) материала могут быть значительно деформиро­ваны. На этих микроучастках последовательно протекают про­цессы образования физического контакта, образования межатом­ных связей и дальнейшего объемного взаимодействия. Одновре­менно могут существовать такие микроучастки, на которых еще не произошло образования физического контакта.

2. Отдельные микроучастки в зоне соединения могут быть значительно деформированы, а другие участки по причинам, изложенным в пункте 1, вообще не деформированы. Поэтому в зоне соединения по отдельным микроучасткам должен наблюдаться широкий спектр деформаций и скоростей их накопления. Нельзя говорить о строго определенной величине пластической деформа­ции и ее скорости в приконтактной зоне, так как процесс разви­вается во времени.

3. Когда зона соединения представляет собой ориентирован­ную в плоскости контакта межзеренную границу, эта граница может содержать поры, несплошности и различные включения (например, окислов), которые могут являться эффективными барь­ерами при миграции границы.

Эти особенности процесса должны, естественно, повлиять на кинетику формирования структуры зоны соединения при сварке в твердой фазе давлением с подогревом.

СОЕДИНЕНИЕ МЕТАЛЛОВ В ТВЕРДОЙ ФАЗЕ

ИСХОДНЫЕ ПРЕДПОСЫЛКИ ВЫБОРА СПОСОБА СОЕДИНЕНИЯ В ТВЕРДОЙ ШАЗЕ

Эффективность применения разнообразных способов соединения в твердой фазе определяется правильным выбором одного из спосо­бов при решении конкретной технологической задачи. Важнейшим условием правильного выбора способа сварки является знание физико-химических процессов, протекающих …

ОПРЕДЕЛЕНИЕ ОПТИМАЛЬНЫХ РЕЖИМОВ СВАРКИ ПРОКАТКОЙ

Сварка прокаткой характеризуется малой длительностью процес­са t, относительно высокой температурой Т и принудительным характером деформации свариваемых элементов е. Эти особенности позволяют считать, что при сварке прокаткой (по аналогии со свар­кой …

ОПРЕДЕЛЕНИЕ МИНИМАЛЬНОЙ ТЕМПЕРАТУРЫ СВАРКИ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ РАЗНИЦЫ В КОЭФФИЦИЕНТАХ ТЕРМИЧЕСКОГО РАСШИРЕНИЯ СОЕДИНЯЕМЫХ МАТЕРИАЛОВ

При сварке давлением схватывающих соединений существенные трудности возникают в связи с необходимостью создания давления в контакте свариваемых изделий. Для случая соединения мате­риалов, имеющих различные коэффициенты термического рас­ширения (к. т. р.), …

Как с нами связаться:

Украина:
г.Александрия
тел./факс +38 05235  77193 Бухгалтерия
+38 050 512 11 94 — гл. инженер-менеджер (продажи всего оборудования)

+38 050 457 13 30 — Рашид - продажи новинок
e-mail: msd@msd.com.ua
Схема проезда к производственному офису:
Схема проезда к МСД

Оперативная связь

Укажите свой телефон или адрес эл. почты — наш менеджер перезвонит Вам в удобное для Вас время.