СОЕДИНЕНИЕ МЕТАЛЛОВ В ТВЕРДОЙ ФАЗЕ

РОСТ ПРОЧНОСТИ СОЕДИНЕНИЙ ПРИ СВАРКЕ СО СТАТИЧЕСКИМ НАГРУЖЕНИЕМ

Систематическим экспериментальным исследованиям кинетики роста прочности сварных соединений, полученных сваркой давле­нием с подогревом, посвящено немного работ. При этом основным показателем завершенности процесса сварки (качества соединения) считают, как правило, равнопрочность сварного соединения основ­ному материалу при механических испытаниях на статическое (кратковременное) растяжение при комнатной температуре.

Представленные ниже данные механических испытаний свар­ных соединений из никеля НВК на статическое растяжение полу­чены на машине «Инстрон ТТ-ДМ» при скорости движения захва­тов машины 1 мм/мин. При обсуждении и анализе данных экспе­риментальных исследований все прочностные характеристики даны

Рис. 84. Кинетика роста относительной прочности о и относи­тельного поперечного сужения *ф сварных соединений из ни­келя НВК:

а — Рр = 1,0 кгс/мм2; 6 — 1,5; в — 2.0; I — Т ~ 1100° С;

2 — 1050; 3 — 1000; 4 — 950; 5 — 900; 6 — 850

в относительных единицах. Для этого определяли прочностные характеристики сварных образцов и образцов из основного ме­талла, которые предварительно подвергали термодеформацион­ному воздействию в условиях, имитирующих сварку. Таким об­разом, определяли:

1. Относительную прочность сварного соединения о (t)

a (i)/o* (I), где а (t) — прочность сварного соединения при длительности сварки і: о* (I) —прочность основного металла после термодеформационного воздействия по режиму сварки в тече­ние времени t.

2. Относительное поперечное сужение сварного соединения Ф (/) = ф (/)/ф* (t), где ф (t) — поперечное сужение сварного соединения при растяжении, полученного при длительности сварки t, ф* (/) — поперечное сужение образца из основного ме­талла при растяжении после термодеформацнонного воздействия по режиму сварки в течение времени t.

Кинетика роста относительной прочности о и относительного поперечного сужения ф сварных соединений, полученных при тем­пературах 850 1100 С (с интервалом 50° С) и давлениях сварки

1,0—2,0 кгс/мм2, показана на рис. 84.

Сопоставление зависимостей о (I) и ф (/) при исследуемых Т и Рр показывает, что пластичность сварных соединений, косвен­ной характеристикой которой является ф, при всех значениях t меньше, чем прочность при растяжении а. При этом, когда о = = 1, относительное поперечное сужение ф не превышает 0,6—0,8. По-видимому, это объясняется тем, что механические испытания на статическое растяжение не чувствительны к определенного рода дефектам, снижающим пластичность сварных соединений.

Металлографические исследования сварных соединений (рис. 85), полученных при 1100° С, Рр = 1,0 кгс/мм2 и различных длительностях, позволяют в зоне сварки обнаружить различного рода дефекты, которые условно можно разделить на два типа [219, 2201. При длительности сварки t = 5 мин преобладают дефекты первого типа. Они имеют форму узких и длинных несплош - ностей или волосовин и расположены в зоне контактирования по границам зерен. Следуя работе [181, эти дефекты, по-видимому, можно охарактеризовать как «микронесплавления».

При t — 15 мин дефекты сварной зоны имеют вид отдельных мелких пор (каверны) сферической формы, расположенных в теле общих зерен, которые образовались в зоне соединения. Это де­фекты второго типа. Следуя работе [211, эти дефекты, по-видимому, можно охарактеризовать как ямки травления.

Для определения влияния размера и формы дефектов и харак­тера расположения их в приконтактной зоне на механические свой­ства сварных соединений были выполнены следующие исследо­вания [219].

На одной из плоскостей сварного образца (ГОСТ 6996- 66, тип XIII), нормальной к плоскости соединения, приготовляли шлиф. Далее по обе стороны соединения на полированной поверх­ности образца на расстоянии 50—100 мкм алмазной пирамидой с помощью твердомера ПМТ-3 фиксировали определенный уча­сток (ставили отпечатки).

Высокотемпературные испытания подготовленных таким обра зом образцов проводили на машине «Инстрон ТТ—ДДТ> в вакууме 5-Ю'4 мм рт. ст. при температуре 900 С с заданной скоростью Движения захватов 5-Ю"3 мм/мин. При этом скорость относитель­ной деформации рабочей части образца составляла 1°о/ч. Образцы Подвергали растяжению так, что величина накопленной пласти­ческой деформации рабочей части образца всегда составляла 3%. После высокотемпературных испытаний изучали структурные

Рис. 85. Структура зон соединения никеля НВК. полученного при Т — 1100

I — длительность сварки t

177

12 Э. С. Каракозов

изменения в сварной зоне и затем образцы разрушали в нормальных условиях механическими испытаниями на статическое растяжение.

Выбор методики испытаний был обусловлен тем, что при низ­ких скоростях нагружения и высоких температурах характер разрушения изменяется (становится зернограничным). Темпера­тура испытаний и скорость растяжений были выбраны в соответ­ствии с данными Крамера [221].

Склонность к образованию интеркристаллитного разрушения при высокотемпературных испытаниях зависит от степени различия в сопротивлении деформации собственно зерен и приграничных объемов. Разрушению обычно предшествует небольшая деформа­ция. При низкотемпературном разрушении, когда диффузион­ная подвижность атомов мала, границы эффективно разобщают зерна. Вследствие различной разориентировки зерен в процессе пластической деформации плотность дислокаций у границ повы­шается, так как они являются эффективными барьерами при дви­жении дислокаций. Это способствует локализации деформации в объемах зерен, по которым происходит разрушение.

Известные модели строения границ зерен, критический ана­лиз которых дан в работах Д. Мак Лина [171 I и М. В. Грабского [222], несмотря на их многообразие имеют общим то, что высоко­угловая граница зерен представляется состоящей из чередую­щихся участков с хорошим и плохим сопряжением решеток. Вслед­ствие неупорядоченности границ зерен для них характерна повы­шенная подвижность атомов и высокая концентрация вакансий. При низких и средних гомологических температурах протекание пластической деформации по механизму скольжения внутри зерен приводит к упрочнению границ за счет барьерного эффекта ті эф­фекта усложнения деформации у границы. При высоких темпера­турах, по мере приближения к температуре рекристаллизации, подвижность дислокаций в приграничных участках зерен, имеющих кристаллографически несовершенное строение, стано­вится выше, чем внутри зерен. Поэтому границы зерен становятся менее прочными, чем сами зерна. При выходе полосы скольжения на границу и при условии, что в каждом из соседних зерен имеется компонента сдвига, направленная вдоль границы, происходит проскальзывание зерен.

Возможны две схемы межзеренного разрушения, обусловлен­ные проскальзыванием по границам зерен. При относительно низких температурах и высоких скоростях деформации наиболее вероятно появление клиновидных трещин, образующихся на стыке трех зерен и далее распространяющихся по границам. Обычно их развитие связывают с релаксацией напряжений сдвига вдоль границ зерен, по Зинеру [171, 223].

При высоких температурах и низких скоростях деформации возникновение межзеренного разрушения связывают с появле­нием на границах зерен микропор, число и размеры которых с течением времени возрастают. Деформация приводит к слиянию

1________ 1_________________ 1________ I

0.1 1 2 і 4 40' і. ч

Рис. 86. Кинетические зависимости роста pf ^ ^ ^ и изменения Е' сварных соединений, полученных при Т — 1100° Си Рр = 1,0 кгс/мм*, после высокотемпературного растяжения

микро-, а затем и макропор, вызывающих разрушение материала [224]. Микропоры преимущественно появляются на поперечных границах. Одной из причин расположения пор на границах может быть уменьшение энергии границ в результате исчезновения части поверхности раздела [2251.

Таким образом, наличие в зоне соединения различного рода дефектов и избыточной концентрации вакансий при высокотем­пературных испытаниях сварных образцов должно привести к рас­крытию дефектных участков и превращению их в полости.

Характер изменений в приконтактной зоне идентичных участ­ков сварных образцов, полученных при различных длительно­стях сварки, показывает, что дефекты первого типа (преобладаю­щие при t — 5 и 10 мин — см. рис. 85, фото /, 2) при высокотем­пературном растяжении раскрываются и превращаются в полости. Форма и геометрические размеры дефектов второго типа (t = ~ 15 мин и 30 мин — см. рис. 85, фото 3, 4), расположенных в теле общих зерен на границе раздела, при высокотемпературном ра­стяжении изменяются несущественно.

После высокотемпературного растяжения сварных образцов выполняли следующие исследования:

1. С помощью оптической металлографии при 100-кратном увеличении по изменению расстояния между отпечатками опре­деляли относительную деформацию в приконтактном объеме в' = = в (t)/e? (/), где в (/) - деформация в приконтактном объеме

при времени сварки t в* (t) — деформация образца из основного металла после термодеформационного воздействия в течение вре­мени t.

2. С помощью оптической металлографии определяли длину / дефектных участков и в предположении, что дефектные участки имеют форму квадрата, определяли их площадь по всему сечению зоны соединения. Относительную площадь, по которой образова-

V

лось соединение, определяли как F' = 1------------------ —, где /£ = /|

‘ Н

площадь i-того дефектного участка; FH — номинальная площадь соединения

3. На машине «Инстрон ТТ—ДМ» при нормальных условиях и скорости ползуна і мм мин определяли предел прочности при статическом растяжнии о*.

Зависимости є' (і), F' (t), о (t) и a' (t) сварных образцов после высокотемпературного растяжения показаны на рис. 86.

На том же рис. 86 показана кинетическая кривая роста отно­сительной ударной вязкости (смысл а и форма образцов для испы­таний указаны ниже) сварных соединений, полученных при тех же параметрах сварки.

Сопоставление зависимостей а (/) и а' (t) показывает, что метод испытания на статическое растяжение не чувствителен к дефектам сварки первого типа. Раскрытие их с помощью предварительного высокотемпературного растяжения приводит к резкому снижению предела прочности сварных соединений о'. Удовлетворительная корреляция зависимостей о' (/) и F" (t) указывает на то, что де­фекты сварки первого типа являются результатом неполного раз­вития физического контакта между соединяемыми металлами.

Эффект уменьшения о' по сравнению с о можно объяснить изме­нением условий деформации материала в зоне сварки при испыта­нии на статическое растяжение образцов, подвергнутых предва­рительному высокотемпературному растяжению. Вероятно, это связано с образованием в приконтактном объеме зон затрудненной деформации, обусловленной наличием дефектов первого типа. При механических испытаниях сварных соединений на статичес кое растяжение в первые моменты времени деформация локали­зуется в приконтактном объеме из-за ослабления его сечения де­фектами. Это приводит к быстрому упрочнению металла зоны сварки. Такое упрочнение аналогично тому, когда при одноосном растяжении элементов с надрезами (роль надрезов в сварных соеди­нениях играют дефекты первого типа) возникает близкое к трех­осному напряженное состояние 1226—229].

Из теории пластичности известно, что напряжение, необходи­мое для того, чтобы вызвать течение надрезанного образца, может быть в три раза выше, чем при растяжении гладкого образца 1226 ].

Если сравнить результаты механических испытаний гладкого образца и образца с надрезом, то можно определить влияние кон­центрации напряжений на механические свойства конкретного металла 1227, 228].

Рис. 87. Форма модельных микровыступов (а),гладких образцов (б) и образцов с выточкой (в) для кратковременных испытаний на ста­тическое растяжение

Форму надреза можно определить, имитируя характер дефор­мации элементарных микровыступов на соединяемых поверхностях при сварке модельных микровыступов (рис. 87). Размеры и форма гладких образцов и образцов с надрезами, которые были исполь­зованы для механических испытаний на статическое растяжение, показаны также на рис. 87. Предел прочности образцов с надрезом по данным пяти наблюдений составил 65 кгс/мм2. Эта величина почти в два раза больше предела прочности гладких образцов из никеля НВК, который равен 35 кгс/мм2 (по данным пяти наблю­дений).

Таким образом, прочность при статическом растяжении свар­ных соединений, полученных сваркой в твердой фазе, не является объективной характеристикой и не может быть использована для анализа процессов, контролирующих формирование структуры и свойств сварных соединений.

Экспериментальные наблюдения показывают, что некоторые сварные образцы, с полностью сформированной ориентированной в плоскости контакта межзеренной границей при механических испытаниях на статические растяжения разрушаются по основ­ному металлу. Однако пластичность таких сварных соединений Цз низкая. Отсутствие в зоне соединения дефектов первого типа не позволяет объяснить данное явление геометрическим упрочне­нием металла в приконтактной зоне. По-видимому, в этом случае наблюдается деформационное упрочнение, обусловленное струк­турными изменениями металла сварной зоны. Наличие межзерен­ной границы, ориентированной в плоскости контакта, при меха­нических испытаниях образцов в наибольшей степени приводит к упрочнению границ за счет барьерного эффекта усложнения де­формации у границ, о чем подробно говорилось ранее. Прикон - тактное упрочнение приводит к тому, что вязкое внутризеренное разрушение сварных образцов происходит по основному металлу. Существование межзеренной границы, ориентированной в плоскости контакта как структурного надреза, естественно, снижает пластич­ность таких сварных соединений.

Сравнение кинетических зависимостей относительной ударной вязкости и относительного поперечного сужения сварных соеди­нений показывает удовлетворительную их корреляцию. Поэтому можно считать, что значения ударной вязкости достаточно удовлет­ворительно характеризуют качество сварных соединений.

К аналогичным выводам можно прийти при анализе зависимо­стей а (і) и ф (t) сварных соединений титана ВТ1 и его сплавов ВТ6 и ОТ4, а также при соединении хромистой стали ЭИ472 со сталью 35 [110, 230, 231]. На рис. 88 показана кинетика роста о и ф соединений титанового сплава ВТ6. Видно, что в этом случае пластичность соединений меньше, чем их прочность (при всех значениях Рр).

Часто, чтобы воспроизвести наиболее жесткие условия испы таний сварных соединений и определить склонность их к хруп­кому разрушению, применяют механические испытания надрезан­ных образцов на ударный изгиб. При испытании образцов с над­резами достигается одновременное увеличение жесткости напря­женного состояния и повышение скорости нагружения в области надреза. Это важные факторы, которые способствуют выявлению сварных соединений с низкой пластичностью [232].

Целесообразность использования метода испытаний на ударный изгиб соединений, полученных сваркой в твердой фазе, может быть проиллюстрирована следующей схемой (рис. 89). Предста вим цельный образец (рис. 89, а), который подвергается испыта­нию на ударный изгиб. Для такого образца плоскость удара лишь в отдельных точках пересекает границы зерен, а в основном она пересекает тела зерен. При ударных испытаниях такого образца

Рис. 88. Кинетика роста относительной прочности С (сплошная линия) и относительного поперечного сужения *ф (штриховая ли­ния) сварных соединений из сплава ВТ6, Т — 850° С:

/ — Рр = 2,5 кгс/мм2; 2 — 2,0; 3—1.5; 4 — 1,0

развитие трещины будет проис­ходить внутри отдельных зерен поликристалла (внутрикристалли- ческое разрушение). Представим далее такой сварной образец (рис.

а

Направление

)пинриилс>

удара

89, б), в котором зона соединения представляет собой ориентирован­ную в плоскости контакта межзе - ренную границу. Плоскость удара в этом случае в основном совпа­дает с плоскостью ориентирован­ной межзеренной границы. При ударных испытаниях такого об­разца развитие трещины будет происходить по ориентированной границе (межзеренное разруше­ние).

Структура зоны соединения реального сварного образца ввиду геометрической неоднородности со­единяемых поверхностей и дру­гих особенностей процесса сварки в твердом состоянии является

1 „ Рис. 89. Схема формирования струк-

ПрОМбЖуТОЧНОИ МвЖДу ОПИСЗННЫМИ туры (образования общих зереи) в зоне выше структурами (рис. 89, в). соединения

Плоскость удара в этом случае

на некоторых участках совпадает с межзеренной границей, а на других участках пересекает тела зерен. При ударных испыта­ниях такого образца развитие трещины будет происходить ча­стично по межзеренной границе, а частично внутри отдельных (общих) зерен. Естественно, что по мере того, как в зоне соеди­нения будут образовываться общие зерна, характер разрушения будет все более приближаться к характеру разрушения цель­ного образца.

Согласно теории А. А. Гриффитса 1233 ], основной величиной, определяющей критическое напряжение роста острой трещины, является удельная поверхностная энергия образующихся новых поверхностей vs или энергия пластической деформации для пла­стичных тел и энергия разрушения для хрупких тел. Это озна­чает, что распространение трещины возможно, когда растягиваю­щие напряжения у ее вершины превышают силу сцепления атомов (теоретическую прочность), величина которой связана с истинной поверхностной энергией.

Величина истинной поверхностной энергии при развитии тре­щины по границе зерна меньше, чем при движении внутри зерна, так как атомы внутри зерна и на границе имеют разный уровень потенциальной энергии. В соответствии с общим балансом энер­гии в уравнении А. А. Гриффитса уменьшение потенциальной
энергии системы будет большим, когда трещина развивается по телу зерна. Таким образом, работа, затраченная при испытаниях на ударный разрыв, может быть критерием, определяющим полноту образования общих зерен в зоне соединения сварных образцов, полученных при различных параметрах режима сварки. Такой критерий является относительно грубым. Однако величина удар­ной вязкости наряду с тем, что она может отражать полноту про­цесса образования общих зерен в зоне соединения, является до­статочно чувствительной характеристикой для выявления различ­ных несплошностей и дефектов в зоне сварки. Если учесть, что несплошности и дефекты в зоне соединения могут являться эф­фективными барьерами для миграции границ зерен (образования общих зерен), то становится понятным, что ударная вязкость сварных соединений может быть объективным критерием их ка­чества.

Для испытания сварных соединений и основного металла на ударную вязкость применяли стандартные образцы с разделкой Менаже по ГОСТ 6996—66. Для точного нанесения ослабляющего надреза одну из сторон сварного образца шлифовали и травили в 50%-ном водном растворе концентрированной H2S04. Фикса­цию линии сварки проводили на микротвердомере ГЇМТ-3 цепоч­кой отпечатков. Испытания на ударную вязкость осуществляли на маятниковом копре МК.-30 при комнатной температуре.

По данным испытаний определяли относительную ударную вязкость сварных соединений a (t) = а (t)/a* (t), где а (t) — удар­ная вязкость сварного соединения, полученного при длительности сварки t а* (/) — ударная вязкость образца из основного металла после термодеформационного воздействия по режиму сварки в те­чение времени /. В тех случаях, когда образцы из основного ме­талла и сваренные образцы при испытании не разрушались, услов­ную ударную вязкость определяли по величине работы, затрачен­ной на ударный изгиб.

На рис. 90 показаны кинетические кривые роста относительной ударной вязкости сварных соединений из никеля НВК-

Сопоставление данных рис. 84 и рис. 90 показывает, что удар­ная вязкость при любых значениях температуры, давления и дли­тельности сварки меньше, чем статическая прочность при растя­жении. Однако зависимости а (t) удовлетворительно коррели - руются с кинетическими зависимостями роста относительного поперечного сужения сварных образцов.

На величину ударной вязкости сварных соединений при фик­сированном времени сварки существенное влияние оказывают как температура, так и давление сварки. Далее с помощью дис­персионного анализа будет показано значимое влияние этих пара­метров процесса на средний размер зерна в зоне соединения.

Для определения температурною коэффициента роста удар­ной вязкости сварных соединений воспользуемся кинетическими

Рис. 90. Книетнка роста относительной ударной вязкости а сварных соединений из никеля НВК: а — Рр = 1,0 кгс/мм2; б — 1,5; в — 2,0; 1 — Т =1100° С; 2 — Ю50; 3— 1000; 4 — 950;

5 — 900; 6 — 850

Vt to? к

Рис. 91. Зависимость lg / — — при различных фикси­рованных значениях а: а — PD — 1,0 кгс/мм2; б — 1.5; в — 2,0

зависимостями а (t). Зафиксируем а и для различных ее значений

построим зависимости lg Г Эти зависимости приведены на

рис. 91. Полученные значения температурных коэффициентов при всех фиксированных величинах а и исследуемых Рр лежат в диапазоне 62—67 ккал/моль, т. е. близки к энергии активации объемной самодиффузии для никеля.

В работах [20, 21 ] на примере сварки среднелегированных ста­лей показано, что образование общих зерен в приконтактном объеме повышает ударную вязкость сварных соединений до уровня основного металла, но является недостаточным для получения качественного соединения. Излом сварных образцов остается ориентированным в плоскости контактирования. Это указывает на то, что для некоторых материалов показатели ударной вязко­сти не всегда могут быть достаточно объективным критерием ка­чества соединения.

Можно предположить, что существование отдельных пор вну­три общих зерен в зоне соединения влияет на качество сварного соединения. Для оценки их влияния проводили высокотемпера­турные испытания сварных соединений.

Высокотемпературная прочность сварных соединений зависит от многих факторов, главным из которых является состояние

Рис. 92. Высокотемпературная прочность сварных соединений ни­келя НВК, полученных при Рр = = 1,0 кгс/мм* (а); Рр = 1,5 кгс/мм2 (б); Рр = 2,0 кгс/мм2 (в), и основ­ного металла — никеля НВК (штриховая линия) прн е = 1,0%/ч и Т = 900° С:

б, кгс/мм2 1.0

950°С

_1 £

20 т, v 15

/ — длительность сварки t — = 1,0 мин; 2 — 2,5; 3 — 5,0;

4 — 10,0; 5 — 15,0; 6 — 20,0:

7 - 25,0

границ зерен. Основные положения интеркристаллитного высоко­температурного разрушения были изложены ранее и, в частности, было показано, что эффект приконтактного упрочнения не реали­зуется при межзеренном разрушении.

Высокотемпературную прочность сварных соединений и основ­ного металла (после термодеформационной обработки его по ре­жиму сварки) определяли на машине «Инстрон ТТ—ДМ» в ва­кууме 5-Ю"4 мм рт. ст. с постоянной скоростью движения захва-

тов машины 5-10 3 мм/мин при температуре 900° С. Качество сварных соединений и образцов из основного металла оценивали по величине оставшегося напряжения (напряжения релаксации) сгц по методике, описанной в работе [234]. Скорость относительной деформации рабочей части образца (на базе 30 мм) составляла 1°о/ч. Температура и скорость деформации при испытаниях были выбраны такими, чтобы обеспечивалась пропорциональная зави­симость между площадью межзеренной поверхности, повреждае­мой трещинами, и общей деформацией [221, 235].

При испытаниях фиксировали изменение оставшегося напря­жения aw в зависимости от времени испытания т. Испытания пре­кращали, когда значение достигало 0,6 кгс/мм2. Для сравнения прочности сварных соединений с основным металлом образец из основного металла подвергали термодеформационному воздей­ствию, имитирующему условия сварки, и испытывали по анало­гичной методике.

Результаты выполненных исследований позволили получить зависимости (т) для основного металла и сварных образцов, выполненных при различных значениях Т, Рр и t (рис. 92). Для количественной оценки влияния параметров режима сварки на кинетику формирования высокотемпературной прочности сварных соединений по зависимости (т) определяли относительную дол­говечность сварных соединений: т — т (/)/т* (/), где т (/) — время, за которое прочность сварного соединения, полученного при дли­тельности сварки t, падает до 0,6 кгс/мм2, а т* (/) — время, за которое прочность образца из основного металла после термоде­формационного воздействия в течение времени t снижается до 0,6 кгс/мм2. Зависимости т (/) при различных Т и Рр приведены на рис. 93.

Сопоставление зависимостей а (/) и т (/) показывает, что при максимальной ударной вязкости сварные соединения еще не обла­дают номинальной жаропрочностью. Это можно объяснить не­сколькими причинами.

Авторадиографические исследования показывают, что при ре­кристаллизации образование совершенной структуры в областях, где были старые границы, и формирование дефектной структуры новых границ отстает по времени от процесса миграции границ [236]. В этом случае жаропрочность сварных соединений следует объяснить тем, что разрушение соединений происходит по бывшим границам зерен.

Другой причиной может быть то, что ударная вязкость при испытании пластичных металлов является интегральной характе­ристикой. Она включает работу, затраченную на пластический изгиб, и работу, связанную с зарождением и распространением трещин [237]. В этом случае показатели ударной вязкости могут в количественном выражении недостаточно объективно отражать пластические свойства сварных соединений.

Рис. 93. Кинетика роста относительной высокотемпературной прочности х сварных соединений никеля НВК: а — Я - = 1,0 кгс/мм*; 6—1,5; в — 2; / — Т = 1100° С; 2 — 1050; 3 — 1000,

4 — 950

Рис. 94. Зависимость lg / — — ~Y~ прн различных фик­сированных значениях т: о — Рр = 1.0 кгс/мм2; 6 — 1.5; в — 2

/т ГО*, к

Вероятной причиной понижения (по сравнению с ударной вяз­костью) жаропрочности сварных соединений являются локали­зованные в теле зерен поры.

Оценим температурный коэффициент роста высокотемператур­ной прочности сварных соединений. Для этого воспользуемся зависимостями т (/). Зафиксируем несколько значений т и пост­роим для них зависимости lg Т (рис. 94). Полученные зна­чения, найденные по тангенсу угла наклона указанных зависимо­стей к оси /Т при различных т и Рр, лежат в диапазоне 60,0— 63,0 ккал/моль, т. е. близки к энергии активации объемной само­диффузии для никеля.

На рис. 95 приведены зависимости а (є), полученные с помощью данных, приведенных на рис. 13 и 84. Для сравнения показаны также зависимости FK (є). Видно, что для любого фиксированного значения е при всех температурах и расчетных давлениях сварки FK > а. Это еще раз подтверждает вывод о том, что прочность при растяжении не является объективной характеристикой ка­чества соединения, полученного сваркой в твердой фазе.

Сопоставление зависимостей а (е) и FK (е), а также данные ме­таллографических исследований (см. рис. 85) подтверждают, что дефекты первого типа в зоне соединения, приводящие к уменьше­нию пластичности сварных соединений, являются результатом неполного развития физического контакта. При любых исследо­ванных давлениях сварки после того, как относительная проч­ность при растяжении достигает единицы, требуется дополни­тельная деформация для завершения стадии образования физи­ческого контакта. На форму и размеры дефектов, по-видимому, существенное влияние оказывает давление сварки. При Рр = = 1,0 кгс/мм2 характер зависимости о (е) мало отличается от за­висимости FK (є). С увеличением давления сварки, когда время на­копления одинаковой деформации уменьшается, разница между do/de и dFJdz увеличивается. Для зависимостей с (е) можно за­

эффективность использования пластической деформации при уве­личении Рр снижается, т. е. при одинаковой деформации величина о тем больше, чем меньше давление сварки.

Анализ зависимостей а (є), приведенных на рис. 96, показы­вает, что при фиксированной деформации для любых значений Т

и Др величина ударной вязкости меньше величины площади контакта (см.

писать неравенство

<+i

Рис. 96. Зависимости а (е), полученные по даииым є (О и о (t):

/ — Р - = 1,0 кгс/мм*; 2 — 1,5; 3 — 2,0

da

da

>

показывающее, что

de

de

Рис. 95. Зависимости о (Е) и FK (е), полу- Чениые по данным е (/), a (t) и FK (t): а — Рр = 1,0 кгс/мм*; 6 — 1,5; в — 2

f — Рр = 1,0 кгс/мм’; 2 — 1,5; 3 — 2.0

рис. 21). Эффективность использования пластической деформа­ции зависит от совместного влияния температуры и давления сварки, т. е. не только от степени деформации, но и от времени, за которое она накоплена. Следует отметить, что уменьшение вре­мени накопления одной и той же степени деформации за счет по­вышения температуры сварки (Рр = const) приводит к существен­ному росту ударной вязкости. Наиболее ярко этот эффект наблю­дается при низких температурах. По мере повышения температуры эффективность этого явления уменьшается. Когда время накопле­ния постоянной степени деформации уменьшается за счет увели­чения давления сварки (Т = const), разница в значениях ударной вязкости сварных соединений менее существенна. Эти данные дают основание предполагать, что процесс уменьшения дефектов пер­вого типа в зоне соединения осуществляется главным образом за счет объемной самодиффузии.

Характер зависимостей т (г), приведенных на рис. 97, анало­гичен зависимостям Рк (е) и о (є). В данном случае при постоянном давлении сварки величина т также зависит только от степени де­формации, независимо от того, за какое время она накоплена Следует отметить, что связь между величинами т и е имеет линей­ный характер. Однако при увеличении расчетного давления сварки величина т изменяется с деформацией менее интенсивно, т. е. при одинаковой деформации величина т тем больше, чем меньше давле­ние сварки.

На основании выполненного анализа можно сделать следующие выводы. При постоянном расчетном давлении сварки значения о и т зависят только от степени деформации, независимо от того, за какое время она накоплена (точки, полученные при различных температурах, укладываются на одну линию). Повышение давле­ния сварки приводит к уменьшению наклона кривых или прямых, связывающих величины о и т и степень деформации. Это значит, что при одинаковой деформации значения о и т тем больше, чем ниже давление сварки.

Зависимость величины ударной вязкости от деформации имеет более сложный характер. Наиболее эффективно деформация влияет на ударную вязкость в области высоких температур и низ­ких давлений сварки.

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.