автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Структура биметаллических соединений орторомбического алюминида титана с титановым сплавом

003465905

На правах рукописи

Иноземцев Алексей Владимирович

СТРУКТУРА БИМЕТАЛЛИЧЕСКИХ СОЕДИНЕНИЙ ОРТОРОМБИЧЕСКОГО АЛЮМИНИДА ТИТАНА

С ТИТАНОВЫМ СПЛАВОМ (ДИФФУЗИОННАЯ СВАРКА, СВАРКА ВЗРЫВОМ)

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

О 2 У.-

Екатеринбург - 2009

003465905

Работа выполнена в Ордена Трудового Красного Знамени Институте физики металлов УрО РАН

Официальные оппоненты:

Научный руководитель

доктор физико-математических наук, профессор

Гринберг Бэлла Александровна доктор технических наук, профессор

Бродова Ирина Григорьевна

доктор технических наук, профессор

Шалимов Михаил Петрович

Ведущая организация

Томский государственный архитектурно-строительный университет (г. Томск)

Защита состоится 8 мая в 11й3 часов на заседании диссертационного совета Д 004.003.01 при Институте физики металлов УрО РАН по адресу: 620041, г. Екатеринбург, ГСП-170, ул. С.Ковалевской, 18

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института физики металлов УрО РАН

Автореферат разослан «¿¿» марта 2009 г. Ученый секретарь Диссертационного совета.

доктор физ.-мат. наук

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Требования, предъявляемые к материалам новыми отраслями науки и техники, постоянно повышаются. Нередко возникает потребность в материалах, обладающих, казалось бы, несовместимыми свойствами: высокой прочностью и низкой плотностью, жаропрочностью, коррозионной стойкостью и т.д. Поэтому наряду с традиционными конструкционными материалами, усиливается роль различных покрытий и принципиально новых материалов. Только объединение нескольких материалов в единое структурное целое, т.е. создание композиции, позволяет получить совершенно новый материал, свойства которого отличаются от свойств его составляющих.

Особая роль среди новых материалов со специальными свойствами принадлежит слоистым металлическим композициям. Такие материалы могут быть получены соединением разнородных металлов в монолитную композицию, сохраняющую надежную связь составляющих при дальнейшей технологической обработке и в условиях эксплуатации. Основную часть этих материалов представляют биметаллы - композиции, состоящие из слоев двух металлов.

Однако, несмотря на высокую техническую и экономическую эффективность, применение слоистых материалов, их производство существенно отстает от потребностей химического, нефтяного, транспортного, энергетического и других отраслей машиностроения. Это вызвано, прежде всего, недостатками существующих технологических процессов производства, которые в ряде случаев не обеспечивают требуемого качества продукции, и медленным развитием теории процессов соединения разнородных металлов, их совместной пластической деформации, формирования и изменения свойств композиций при их изготовлении, обработке и применении.

Существует несколько способов получения слоистых металлических композиций, каждый из которых имеет свои преимущества и особенности. Поэтому они не исключают, а взаимно дополняют друг друга. Знание возможностей каждого метода позволяет определить наиболее эффективный способ для производства конечного вида слоистого материала и обеспечить высокое качество изделия и хорошие экономические показатели его изготовления [1].

Титан и его сплавы обладают такими важными эксплуатационными качествами, как высокая удельная прочность при комнатной и повышенной (до 400 °С) температуре и коррозионная стойкость во многих химически активных средах и в морской воде. Существенным недостатком титана и его сплавов является то, что при высоких температурах эти материалы активно поглощают атмосферные газы, образуя хрупкие сплавы, непригодные для практического применения [2]. В связи с этим повышается роль различных покрытий из принципиально новых материалов, улучшающих

эксплуатационные характеристики готовых изделий. Недостатки, присущие титановым сплавам, можно преодолеть, идя по пути создания нового класса материалов: титановых сплавов, плакированных тонкими листами из более жаропрочного и жаростойкого сплава. При выборе материала покрытия для титановых сплавов необходимо учитывать следующее: этот материал должен обладать хорошим комплексом механических свойств, технологичностью, высокой химической стабильностью и сопротивлением окислению в большом диапазоне температур. Также немаловажным фактором является совместимость материала покрытия с основным материалом. Сплавы на основе О-фазы (П2АШЬ), имеющей орторомбическую кристаллическую решетку (далее по тексту орторомбические алюминиды титана, орторомбические алюминиды, орторомбические сплавы), обладают высоким предельным сопротивлением разрыву (до 1600 МПа), достаточно хорошей пластичностью (по сравнению с другими алюминидами титана), которая может достигать 16 % на растяжение. При рабочих температурах 650-700 °С некоторые интерметаллические сплавы системы Т1-А1-ЫЪ с химическим составом вблизи/П-25ат.%А1-25ат.%М> сохраняют устойчивость к окислению в течение 4000 часов.

Титановые сплавы, плакированные тонкими листами алюминидов титана, являются новым и еще недостаточно изученным классом композиционных коррозионностойких и жаростойких материалов, позволяющим преодолеть недостатки, присущие титановым сплавам. Критической у этих композиционных материалов является узкая зона вблизи контактной поверхности, в которой происходят наиболее значительные изменения структуры и фазового состава материалов. Свойства этой зоны обычно определяют свойства биметаллического соединения в целом. Характер переходной зоны зависит от выбранной технологии соединения материалов, от температурно-временных, силовых и прочих режимов процесса. Целью работы являлось:

- выяснить, из каких слоев, параллельных контактной поверхности (КП), состоит биметаллическое соединение для обоих способов сварки, каков атомный состав слоев, идентифицировать фазы, их заполняющие;

- выяснить роль диффузионных процессов и фазовых превращений, включая возможное расплавление;

- выявить, какие из исследуемых процессов являются ответственными за перемешивание материалов вблизи контактной поверхности и соответственно за сцепление материалов (их свариваемость);

- определить факторы, которые отвечают за качество исследуемых биметаллических соединений и за возможность использования орторомбиче-ского алюминида для плакирования титана и титановых сплавов.

В связи с этим были поставлены следующие задачи:

- исследовать различными методами микроструктуру и фазовый состав

соединений орторомбического алюминида титана ВТИ-1 (П-30А1-16Т^Ь— 12г-1Мо, ат.%) с титановым сплавом ПТЗВ (диффузионная сварка) и с технически чистым титан (сварка взрывом);

- выяснить, какие фазовые и структурные превращения происходят в основном объеме материалов вдали от контактной поверхности; сохраняются ли здесь исходные фазы, возможно ли разупорядочение;

- определить структуру переходной области между материалами, выяснить, какие фазы возникают при подходе с обеих сторон к контактной поверхности, возможно ли, и в каких случаях, перемешивание за счет диффузии в твердых телах;

- выяснить различия в формировании зоны перемешивания при сварке с высокоинтенсивным (сварка взрывом) и низкоинтенсивным (диффузионная сварка) силовым воздействием;

- выяснить вопрос о возможности расплавления в переходной зоне при сварке взрывом, о роли расплавления в формировании зоны перемешивания и об ее микроструктуре при последующей быстрой закалке.

Научная новизна работы. В данной диссертации впервые получены следующие результаты:

1. Обнаружено, что после диффузионной сварки титановый сплав в основном возвращается в исходное состояние, тогда как алюминид оказался превращенным в разупорядоченную О ЦК фазу. При подходе к контактной поверхности с обеих сторон возникают ОЦК-фазы. Взаимная подстройка ОЦК решеток является фактором, благоприятным для хорошего качества биметаллического соединения.

2. Обнаружено, что при сварке взрывом в состав соединения входят: зона сплошного деформирования, наблюдаемая в обоих материалах; рекристаллизованная зона, наблюдаемая в титане;

переходная зона вблизи границы раздела, содержащая изолированные вихри.

3. Установлено, что при сварке взрывом сцепление поверхностей осуществляется посредством:

расплавления и последующего перемешивания (в зоне вихрей);

переноса частиц одного металла в другой с образованием треков частиц (вне

зоны вихрей).

4. Показано, что вихревая зона имеет три характерных средних размера. Один связан с общим размером самого вихря, который составляет 20-100 мкм. Второй размер связан со слоистой структурой вихря. Расстояние между слоями, составляет примерно 2 мкм. Третий характерный размер связан с микроструктурой вихревой зоны, состоящей из смеси зерен а- и Р-фаз. Средние размеры зерен составляют примерно 100 нм.

Научная и практическая ценность. Данное исследование является по существу первым, в котором проведен детальный анализ микроструктуры со-

единений орторомбического алюминида титана с титановыми сплавами. Соединения получены при двух способах сварки, различающихся по интенсивности силового воздействия, а именно при диффузионной сварке (низкоинтенсивное силовое воздействие) и сварке взрывом (высокоинтенсивное силовое воздействие). В обоих случаях соединения имеют многослойную структуру, но слои заполнены разными фазами, и различные процессы обеспечивают перемешивание материалов вблизи границы раздела. Принципиально различной является и роль диффузионных процессов, и роль процесса расплавления. Результаты проведенных экспериментальных исследований позволили выявить ряд общих закономерностей в формировании соединений интерметаллвд - металл. На этой основе удалось объяснить, почему удачным оказался выбор режимов сварки, сделанный во ФГУП ЦНИИКМ "Прометей" при конструировании исследуемых соединений. Изучение физических закономерностей, лежащих в основе образования соединений разнородных материалов, и определяет практическую значимость данного исследования. При этом многие из изучаемых вопросов, например, вопрос об образовании вихрей при взрыве, составляют часть фундаментальной проблемы поведения материалов при сильных воздействиях. Основные результаты и положения, выносимые на защиту:

1. Результаты исследования микроструктуры биметаллических соединений орторомбического алюминида титана ВТИ-1 (Т ¡-3 О АI-161М Ь-1 Ъг-1 Мо, аг.%) с титановым сплавом Г1ТЗВ (диффузионная сварка) и с технически чистым титаном ВТ1-0 (сварка взрывом).

2. Выявление фазовых и структурных превращений, которые происходят в разных слоях, образующих биметаллическое соединение, и выделение тех превращений, которые обеспечивают перемешивание материалов вблизи границы раздела.

3. Выяснение структуры вихревых зон. Определение возможного сценария формирования вихревой зоны как зоны перемешивания. Доказательства того, что вихревая зона возникает из расплава.

4. Определение факторов, которые отвечают за качество исследуемых биметаллических соединений и за возможность использования орторомбическош алюминида для плакирования титана и титановых сплавов.

Личный вклад автора. В работах, написанных в соавторстве, автору принадлежат подготовка и проведение экспериментов и измерений, связанных с исследованием структуры биметаллических соединений, расчеты, связанные с анализом экспериментальных данных, полученных методами рентге-ноструктурного анализа, рентгеновской спектроскопии и просвечивающей электронной микроскопии, а также активное творческое участие в планировании экспериментов, обсуждении результатов и написании статей. Достоверность полученных результатов обеспечивается использованием современных методов исследования структуры и фазового состава, включая

металлографию, просвечивающую электронную микроскопию, сканирующую электронную микроскопию и рентгеноструктурный анализ. Апробация работы. Основные результаты диссертации докладывались и обсуждались на следующих конференциях:

I международная школа «Физическое материаловедение» (Тольятти, 2004); Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых, (Екатеринбург, 2004); Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах ОМА, (Сочи, 2004); Молодежный семинаре по проблемам физики конденсированного состояния вещества, (Екатеринбург); Международная конференция ЕШОМАТ-2005, (Чехия, Прага, 2005 г.); XXVI Российская школа по проблемам науки и технологий, (Миасс, 2006); Первый российский научный форум "Демидовские чтения на Урале", (Екатеринбург, 2006); Научная сессия Института физики металлов УрО РАН по итогам 2005 года, (Екатеринбург, 2006); IV международная конференция по математическому и компьютерному моделированию технологий материалов ММТ-2006. (Израиль, Ариэль, 2006); IX Российско-Китайский симпозиум «Новые материалы и технологии», (Астрахань, 2007); V Российская ежегодная конференция молодых научных сотрудников и аспирантов, (Москва, 2008). Публикации. По результатам проведённых исследований опубликовано 6 печатных работ, отражающих основное содержание диссертации: 4 статьи в отечественных журналах, 1 статья в зарубежном периодическом издании, 1 печатная работа в трудах международной конференции. Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, 5-ти глав, выводов и списка литературы. Диссертация содержит 130 страниц, в том числе 36 рисунков и список литературы из 101 наименования.

Финансовая поддержка. Работа была выполнена при финансовой поддержке:

■ Госконтракт № ОВ/07/458/НТБ/К от 26.07.07, договор № 48/07/939-2007. «Разработка технологии получения интерметаллидов на основе титана и обработка их методом интенсивной пластической деформации для деталей и конструкций перспективной техники»

■ Госконтракт № 02.523.12.3021, договор №46/08/213-2008 «Разработка технологии создания слоистых композитов на основе титана и алюминидов титана»

■ РФФИ, Правительство Свердловской области (№ гранта 04-03-96008);

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы исследования и описана структура диссертации.

В первой главе проведён обзор экспериментальных и теоретических работ, посвященных изучению влияния структуры и фазовых превращений на механические свойства орторомбических сплавов при комнатной и

повышенных температурах. Также проведен обзор работ, посвященных изучению жаростойкости и влияния кислорода на механические свойства и фазовые переходы в этих сплавах. Проведен обзор работ по получению и исследованию композиционных материалов и покрытий, содержащих алюминиды титана.

Во второй главе проведён обзор работ, в которых были исследованы процессы сварки металлов и сплавов в твердой фазе. Рассмотрены особенности формирования сварных соединений в процессе диффузионной сварки, сварки взрывом и магнитно-импульсной сварки, влияние различных факторов (состояние соединяемых поверхностей, длительность и величина прилагаемой нагрузки, температура и др.) на процесс образования соединения. Также проведен обзор теоретических и экспериментальных работ, посвященных исследованию структуры в зоне формирования сварных соединений, изучению механизмов массопереноса в этой зоне, и стадий формирования неразъемного соединения при различных способах сварки в твердой фазе. Сформулированы цели и задачи работы, раскрыта научная новизна и практическая значимость полученных результатов, приведены основные положения, выносимые на защиту.

В третьей главе приведено описание материалов и методики исследований. Для выполнения поставленных в настоящей работе задач использовались следующие материалы (составы сплавов указаны в ат. %):

- орторомбический сплав марки ВТИ-1 (ТьЗОА1-16МЬ-12г-1Мо);

- титановый сплав марки ПТЗ-В (Т1-7,7А1-1,8У);

- технически чистый титан марки ВТ1 -0.

В обоих случаях при создании биметаллического соединения использовался один и тот же орторомбический сплав (далее алюминид). Для его изготовления слитки орторомбического сплава выплавляли методом двойного вакуумно-дугового переплава. В исходном состоянии слитки имели неоднородную крупнозернистую пластинчатую структуру с характерным размером зерна £?=1,2 мм. Для измельчения зерен и улучшения литой структуры сплав подвергали многоступенчатой термомеханической обработке, последний отжиг проводился при 700 °С в течение 3 ч [3]. Технически чистый титан в литом состоянии подвергался горячей деформации и последующему отжигу при 750 °С в течение 2 ч. В результате материал имел совершенную зеренную структуру со средним размером зерна примерно 50 мкм.

Оба сварных соединения, результаты исследования которых представлены в 4 и 5 главах, были получены в ЦНИИ КМ "Прометей".

Диффузионную сварку выполняли при разных нагрузках и температурно-временных режимах, после чего определяли механические свойства соединения. Наилучшие свойства были получены при сварке по режиму: 960±10 °С, 5 мин в вакууме 0,133 Па при нагрузке 10 МПа. Именно это соединение подвергали дальнейшим исследованиям.

Сварку взрывом проводили по следующей схеме. На титановой пластине (подложке) было сделано углубление, в которое закладывали и фиксировали лист из сплава ВТИ-1. На верхней пластине титана размещали заряд взрывчатого вещества (ВВ), во время взрыва которого скорость пластины достигала 500 м/с, а угол соударения составлял 12 - 14°. При детонации ВВ на контактной поверхности развивалось давление ~6 ГПа, а материал, прилегающий к КП, разогревался до -900 °С и подвергался пластической деформации на 40 - 80%. Схема сварки изображена на рис. 1

Основными методами исследования служили металлографический анализ, просвечивающая и растровая электронная микроскопия, микродюро-метрия, рентгеноструктурный и микрорентгеноспектральный анализ. Металлографические измерения проводили на вычислительном комплексе 81АМ8 на основе оптического микроскопа Epiquant. Микродюрометриче-ские измерения проводили с помощью приставки к микроскопу «ЫеорЬо^ 21» при нагрузке 20-100 г. Рентгеноструктурный анализ фазового состава

Рис. 1. Схема получения сварного соединения методом сварки взрывом.

проводили на дифрактометре ДРОН-3 в монохроматизированном Си-К„-излучении. Исследование микроструктуры выполнено с помощью просвечивающего электронного микроскопа JEM200CX и сканирующего электронного микроскопа Quanta с микроанализатором. Фазовый анализ орторомбического алюминида титана проводился на наличие тех фаз, которые присутствуют в материале, согласно фазовой диаграмме системы Ti-Al-Nb, при составах, близких к составу сплава ВТИ-1. Четвёртая глава посвящена изучению структуры биметаллического соединения орторомбического алюминида титана с титановым сплавом, (диффузионная сварка). По данным рентгеноструктурного анализа, орторомбический сплав в исходном состоянии содержит в основном а2-фазу (сверхструктура D0i9) и орторомбическую О-фазу. Кроме того, наблюдается небольшое количество ОЦК Р-фазы со следами упорядочения по типу В2, о присутствии которой свидетельствует пик при 20 = 56,9°.

На металлографическом снимке шлифа орторомбического алюминида в исходном состоянии его структура представляет собой распределение

ВВ

клеи

ВТ!-0

ВТИ-1

глобулярных областей на фоне однородной структурной составляющей (рис. 2). Глобулярные области имеют бимодальное распределение по размерам. Крупная фракция характеризуется размером 20 мкм, мелкая - 2 мкм. Как показало ПЭМ исследование, глобулярные области имеют | сложное внутреннее строение и представляют собой а2-фазу СП3А1, обогащенный 1ЧЬ), находящуюся на разных стадиях распада. Титановый сплав в исходном состоянии содержит преимущественно а-фазу (ГПУ) с небольшой объемной долей (-8%) р-фазы (ОЦК), т.е представляет собой так называемый псевдо-ос-сплав [4]. Параллельные пластины а-фазы толщиной 1-3 мкм образуют колонии, состоящие из 5-10 пластин. Между соседними пластинами расположены тонкие (толщиной порядка десятых долей 1 микрона) прослойки Р-фазы.

Микрорентгеноспектральный анализ распределения элементов в переходной зоне (рис. 3) показал, что в процессе диффузионной сварки происходит интенсивное диффузионное перемешивание атомов различных химических элементов: ниобий и алюминий переходят из алюминида в титановый сплав, а в противоположном направлении переходит титан. Протяженность зоны интенсивного диффузионного перемешивания составляет 1 примерно 10-20 мкм. Как следует из данных рентгенодифрактометрии, сплав 1 ВТИ-1, будучи в исходном состоянии практически двухфазным (а2+0), после диффузионной сварки превратился в квазиоднофазный р-сппав с не- 1 большой долей упорядоченных а2-, О- и р0(В2)-фаз. Эти данные согласуется с 1

Рис. 2. Микроструктура ВТИ-1 в Рис. 3. Распределения элементов исходном состоянии (оптика). в переходной зоне.

результатами, полученными путем оптической микроскопии. На оптической микрофотографии (рис. 4а) представлена структура исследуемого биметаллического соединения. С одной стороны от КП видна пластинчатая структура псевдо-а-сплава. С другой стороны от КП видна однофазная структура алюминида титана. Аналогичные выводы о фазовом составе сплава ВТИ-1 после диффузионной сварки можно сделать и на основании

анализа тонкой структуры. В качестве примера рассмотрим светлопольное изображение типичной структуры сплава вдали от контактной поверхности (рис. 46). Расшифровка электронограмм, полученных с этого и подобных участков, показывает, что наблюдаемой является неупорядоченная Р-фаза.

Наличие тяжей на электронограммах можно интерпретировать как свидетельство того, что Р-фаза является неравновесной. Они указывают на присутствие атомных конфигураций, связанных с ранними стадиями распада или упорядочения. Иногда встречаются локальные участки, в которых протекают процессы упорядочения по типу В2. В таких случаях на электронограммах наблюдаются сверхструктурные рефлексы. Помимо участков упорядоченной ро(В2)-фазы, на фоне неупорядоченной Р-фазы встречаются отдельные тонкие пластинки или группы пластинок разной ориентации, принадлежащих а2- и/или О-фазам (рис. 4в). По мере приближения к контактной поверхности общий характер структуры сохраняется, причем плотность

Рис. 4. Структура орторомбического алюминида после сварки: а - микроструктура биметаллического соединения в зоне сварного шва (оптика); б - структура орторомбического алюминида титана после сварки (светлопольное ПЭМ изображение вдали от КП); в - светлопольное ПЭМ изображение микроструктуры с пластинчатыми выделениями а2- и О- фаз внутри у3-фазы вблизи КП; г - большая плотность пластинчатых выделений (а2- и/или О-фаз) вблизи контактной поверхности.

пластинчатых выделений (а2- и/или О- фаз)увеличивается (рис. 4г). Тем не менее, со стороны сплава ВТИ-1 на контактную поверхность выходят в основном участки неупорядоченной р-фазы.

Дифрактограмма титанового сплава после сварки, практически не отличается от исходной. Вдали от контактной поверхности тонкая структура сплава ПТЗВ качественно подобна исходной и состоит из пластин а-фазы, между которыми находятся прослойки р-фазы (Рис. 5а). В диффузионной зоне шириной 10-15 мкм пластинчатое строение изменяется. По мере приближения к контактной поверхности объемная доля а-фазы уменьшается, а объемная доля р-фазы увеличивается (Рис. 56). Тенденция эта настолько сильна, что на расстоянии ~1 мкм от контактной поверхности а-фаза отсутствует, и к контактной поверхности со стороны псевдо-а-сплава титана примыкает область р-фазы (Рис. 5в), В пограничной области между пластинчатой и однофазной структурой внутри областей а-фазы наблюдаются пластинчатые выделения нескольких ориентировок (рис. 5г). Анализ микродифракции показывает, что они имеют ГПУ-решетку а2-фазы с параметрами, характерными дая ТьА1. Плотность выделений упорядоченной а2-фазы вблизи межфазной (а/р) границы увеличивается.

Рис. 5. Микроструктура сплава ПТЗВ после сварки: а - микроструктура сплава ПТЗВ вдали от контактной поверхности; б, в - вблизи контактной поверхности; г - пластинчатые выделения нескольких ориентировок внутри областей а-фазы.

I\tK\l

Таким образом, показано, что исследуемое биметаллическое соединение представляет собой многослойный "сэндвич", в состав которого входят слои, имеющие следующий фазовой состав: р-фаза (алюминид вдали от контактной поверхности (КП)); Р-фаза и смесь пластинчатых включений (а2+0) фаз (алюминид вблизи КП); Р-фаза с пластинчатыми включениями а2 фазы (титановый сплав вблизи КП); а-фаза с прослойками р-фазы (титановый сплав вдали от КП).

В результате проведения отжигов сплава ВТИ-1 различной длительности при температурах 900-970 °С с последующей закалкой обнаружено: сплав при 900-950 °С является трехфазным (а2+0+В2) с резко увеличивающейся долей р0(В2) фазы при повышении температуры, а выше 960 °С сплав содержит в основном В2 фазу со следами а2-фазы. При проведении кратковременных (3-10 мин) отжигов при 960-970 °С с последующей закалкой обнаружено, что фазовые превращения а2->В2 и 0-»В2 реализуются по следующему механизму: быстрое превращение в разупорядоченную фазу а2-»р и О—>р. Получено обоснование того, почему выбор режима диффузионной сварки оказался удачным: температура нагрева достаточно высока, так что исходные фазы становятся неравновесными и начинают превращаться в ОЦК фазы; время нагрева достаточно мало, так что исходные фазы успевают превратиться только в р-фазу. На этой основе выявлены факторы, которые определяют качество соединения:

■ повышение коэффициентов диффузии (типичное для разупорядочения), что обеспечивает адгезию слоев вблизи КП;

■ взаимная подстройка ОЦК решеток, возникающих по обе стороны от КП;

■ отсутствие сплошного интерметаллического слоя вблизи КП, что предотвращает охрупчивание.

Для восстановления упорядоченных фаз в орторомбическом сплаве сварное соединение было подвергнуто отжигу при таких же условиях, как при получении исходного орторомбического сплава (при 7^=700 °С, 3 ч, закалка в воду). Показано, что а2- и О- фазы действительно были восстановлены, о чем свидетельствуют картины микродифракции при ПЭМ исследовании материала а также сама морфология структуры, наблюдаемая на ПЭМ изображениях (рис. 6). При этом соединение сохранило свою сплошность. Пятая глава посвящена изучению структуры биметаллического соединения орторомбического алюминида титана с титановым сплавом (сварка взрывом). В алюминиде практически полностью сохранился набор наблюдаемых в исходном состоянии рентгеновских пиков (0+а2), но исчезли линии, принадлежащие р0(В2)-фазе. В пластине из титана на разных расстояниях от контактной поверхности обнаружена только гексагональная а-фаза Съемку дифрактограммы околошовной зоны производили со шлифа, на который из-за волнистости контактной поверхности попали участки и орторомбического сплава, и технически чистого титана. По этой причине на дифрактограмме

околошовной области присутствуют пики, принадлежащие как алюминиду, так и а-титану. Что касается фаз с ОЦК решеткой, то к ним можно отнести лишь пик при 29 = 39,5°. Структуру орторомбического сплава после сварки взрывом на расстоянии примерно 0,3 мм от КП в делом можно характеризовать, как структуру деформационного происхождения, типичную для стадии [ развитой пластической деформации кристаллических твердых тел [5].

Рис. 6 Микроструктура сплава ВТИ-1 после термообработки (700 °С, 3 ч, закалка в воду) биметаллического соединения, полученного диффузионной сваркой и микродифракция с данной области (ПЭМ).

На панорамном снимке (рис. 7) отчетливо видны различные варианты полосовых структур, образованных границами деформационного происхождения.

Рис. 7. Полосовая структура в орторомбическом сплаве (ПЭМ).

На рис. 8 представлены типичные полосовые структуры технически чистого титана после сварки взрывом. На рис. 8а показано сечение,

расположенное на расстоянии 2,5 мм под поверхностью, контактирующей с ВВ, а на рис. 86 - взаимодействие изогнутых механических двойников. Указанные структуры, как было показано в [5, 6], характерны для деформированного в условиях растяжения технически чистого титана.

Рис. 8. Типичные микроструктуры титана после сварки взрывом (ПЭМ): а - полосовые структуры на глубине 2,5 мм от внешней поверхности плакирующей пластины; б - взаимодействие механических двойников.

Сильно деформированная область, называемая в [7] зоной сплошного деформирования, сменяется при приближении к границе раздела на зону, имеющую совсем другое строение, - переходную зону, или зону перемешивания. Именно в зоне перемешивания происходят процессы взаимного перемещения слоев металла при пластической деформации волнообразования. Действительно, волнообразование наблюдалось и в изучаемом случае соединения алюминида с титаном.

Проводилось металлографическое изучение поперечных и продольных сечений поверхности раздела. На рис. 9а, б отчетливо виден волнистый I характер поверхности раздела. Исходные металлы легко различимы, благодаря хорошо видимым глобулярным областям в орторомбическом алюми-ниде титана. Изображения на рис. 9в, г получены при большем увеличении: хорошо видны вихревые области, внутри которых нет глобул. Именно эти вихри заполняют частично зону перемешивания. Между зоной перемешивания и титаном тянется рекристаллизованная зона в виде узкой полосы зерен. Размеры зерен, как видно из рис. 9в, г, меняются в пределах 1-5 мкм. Зона рекристаллизации не наблюдалась в алюминиде. Можно полагать, что отсутствие рекристаллизации алюминида связано с недостаточно высокой температурой и малым временем нагрева: из-за низкой температуропроводности и теплопроводности алюминида основная масса тепла отводится из ' зоны соударения через титан, где и наблюдается рекристаллизация.

Рис. 9. Поперечное сечение поверхности раздела (оптика): а, б — волнистая поверхность раздела; в, г - вихревые области и рекристаллизационная зона в титане.

На рис. 10 приведено продольное сечение поверхности раздела. Отчетливо видны вихри (рис. 106). Кроме того, видны следы потоков частиц из одного металла в другой. Видны выбросы ("языки") титана в алюминиде (у правой границы). Обратим внимание на то, что вдоль границы раздела на значительной длине не видна переходная зона.

Данные по химическому составу получены с помощью сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) по многочисленным замерам, тремя из 1 которых мы здесь ограничимся. Из трёх точечных замеров химического состава в зоне формирования соединения два значения оказались близкими к составам исходных материалов - сплавов ВТИ-1 и ВТ1-0. Замер внутри зоны вихря показал, что химический состав отличается от состава обоих исходных материалов и имеет некоторое промежуточное значение, что свидетельствует о проникновении элементов из одного материала в другой. Но остается неясным, какие фазы образуют переходную зону и сохраняются ли упорядоченные фазы.

ПЭМ исследование показало, что, вихревая зона является ультрамелкокристаллической. На микрофотографии (рис. 11а) представлена панорама с протяженного участка вихревой зоны. На микрофотографии (рис. 116), по-

Рис. 10. Продольное сечение поверхности раздела орторомбический сплав -титан (оптическая металлография): а - чередующиеся полосы алюминида (темные) и титана (светлые); б - вихри.

Рис. 11. Микроструктура переходной зоны (ПЭМ): а — панорама протяженного участка вихревой зоны; б - зерна а-фазы в рефлексе (002)а (темное поле); в - микродифракция с участка, представленного на рис. 116, рефлексы от нескольких ориентировок (сечений обратной решетки) а-фазы и рефлексы [З фазы, о.з. [331] с диффузными тяжами.

лученной в рефлексе (002)а, видны светящиеся зерна а-фазы на фоне зерен а-фазы, имеющих другие ориентировки, и зерен Р-фазы. На микродифракции (рис. 11в) видны рефлексы от нескольких ориентировок (сечений обратной решетки) а-фазы и рефлексы р-фазы о.з. [331] (с диффузными тяжами). К переходной зоне примыкает с одной стороны полосовая структура алю-минида титана (рис. 12а), а с другой стороны - рекристаллизованная зона титана (рис. 126). Зерна, возникшие в титане после рекристаллизации, имеют размеры (1-5мкм), которые гораздо меньше, чем до сварки (примерно 50 мкм). На микрофотографиях, приведенных на рис. 11, 12, зерна в переходной зоне имеют размеры 50-300 нм, за исключением отдельных крупных зерен. Фактически переходная зона является нанокристаллической.

Рис. 12. Микроструктура переходной зоны и примыкающих к ней областей: а - Структура алюминида, примыкающего к переходной зоне (ПЭМ); б - Структура титана, примыкающего к переходной зоне (ПЭМ).

Таким образом, исследуемое соединение представляет собой многослойную структуру, в состав которой входят по мере приближения к границе раздела:

• сильно деформированная зона полосового типа, содержащая О- и а2- | фазы со стороны алюминида и а-фазу со стороны титана;

• рекристаллизованная зона а-титана (размер зерен примерно 1-5 мкм); |

• переходная зона (зона перемешивания), содержащая вихревые области (в алюминиде) и имеющая преимущественно а+р ультрадисперсную структуру (50-300 нм).

Фундаментальная проблема, от решения которой зависит дальнейшее развитие технологий при сварке взрывом, состоит в выявлении процессов, обеспечивающих перемешивание исходных материалов вблизи границы раздела и соответственно их свариваемость (сцепление).

Для исследуемого в настоящей работе соединения алюминида титана с титаном можно оценить диффузионные пути атомов из одного материала в другой за время порядка КУб с при температуре, близкой к 1000 °С в твердых телах и в жидкости, затем сравнить их с шириной переходной зоны.

Ширина переходной зоны меняется от одного участка к другому. Для различных вихревых областей, изображенных на рис. 9, 10, ширина меняется в пределах 30--50 мкм. Эти значения на несколько порядков, как минимум - на четыре, больше тех расстояний, на которые могли бы переместиться атомы путем диффузии во время взрывного нагружения.

Дерибас [7] обращает внимание на многообразие структуры переходной зоны в разных соединениях. До сих пор нет окончательного ответа на вопрос, что представляет собой промежуточный слой - комбинацию истинных растворов или тонкодиснерсные смеси двух металлов. Судя по многообразию структуры переходной зоны в разных соединениях, есть разные сценарии их формирования.

Источником энергии при сварке взрывом является ВВ, часть химической энергии которого переходит в кинетическую энергию метаемой пластины. Сброс свободной энергии, прежде всего, обеспечивается за счет волнообразования, происходящего в результате пластической деформации на поверхности соударения [8]. Волнообразование способствуют механическому перемешиванию и "зацеплению" соединяемых металлов и увеличивает поверхность их соприкосновения. Кроме того, часть кинетической энергии метаемой пластины превращается в так называемое "мгновенное" тепло, которое выделяется в узкой зоне вдоль поверхности соединения. Количество "мгновенного" тепла может оказаться достаточным для расплавления некоторого микрообъема в "горячей" точке. Процесс расплавления является одним из эффективных процессов, приводящих к диссипации кинетической энергии. На первый взгляд, фронт расплавления будет сферическим. Но если возникнет неустойчивость такого фронта, то она может нарастать, т. к. вместо участка сферической формы возникнет вытянутая поверхность с большей площадью. При этом сброс теши будет больше, чем изначально, и будет нарастать по мере вытягивания. Такая вытянутая форма фронта расплавления имеющая вид вихрей, и видна на микрофотографиях (рис. 9г, 106). Поскольку при удалении от "горячей" точки температура уменьшается, выгодным может оказаться закручивание слоев вокруг исходного расплавленного микрообьема, приводящее к образованию протяженных поверхностей между ними. Такие слои, образующие вихрь, видны на приведенных микрофотографиях. На форму вихря влияет то обстоятельство, что вихрь растет в стесненных условиях, будучи зажатым между двумя разнородными материалами. Существенно, что вихрь представляет собой диполь (рис. 9г, 106), состоящий из вихрей, имеющих разную спиральность (завихренность). Каждый из них растет из разных центров. На некоторых участках наблюдается распад диполя на отдельные вихри (рис. 9в). Образование двух разноименных вихрей, будучи следствием закона сохранения момента, является общей закономерностью. Разрушение дипольной конфигурации вихря из-за присущей ей стабильности затруднено, что может

сыграть важную роль в формировании прочного соединения.

Таким образом, при сварке взрывом в наших экспериментах, действительно образуется расплав. В зоне расплава концентрация выравнивается, но не обязательно будет средней. После снятия ударной нагрузки начинается затвердевание расплава.

Обнадеживающим в предполагаемом сценарии является возможность объяснить, почему возникают две новые фазы, отличные от исходных. Новые фазы не являются равновесными, поскольку после образования при высокой температуре они зафиксированы быстрой закалкой (105 К/ с). Быстрая закалка также играет существенную роль в формировании ультрадисперсной структуры зоны перемешивания, но возможно влияние и других факторов. При замере химического состава, проведённом в переходной зоне, наблюдается концентрация элементов (ТИ5,26А1-7,53МЬ), близкая к упоминаемой выше средней концентрации. Поскольку необходимо расплавление обоих исходных материалов, температура вблизи их контакта должна быть не меньше температуры плавления технически чистого титана, равной примерно 1650 °С. Были проанализированы изотермические разрезы системы ТьА1-ЫЬ при различных температурах. В работе [9] установлено, что в сплаве этой системы при концентрациях А1 и Мэ, близких к обнаруженной в переходной зоне, при температурах 1000-1400 °С наблюдается р-фаза, тогда как а-фаза становится наблюдаемой лишь при 900-1000 °С. В зоне перемешивания, как видно из микродифракции (рис. 11в), наблюдаются разупоря-доченные фазы (а, Р). Учитывая, что ИЬ является р-стабилизатором, а А1-а-стабилизатором, можно полагать, что р зерна обогащены N1), тогда как а зерна обогащены А1.

Проведенные в данной работе исследования показывают, что вихревая зона имеет три характерных средних размера. Один связан с общим размером самого вихря, который составляет 20—100 мкм. Второй размер связан со слоистой структурой вихря и составляет примерно 2 мкм (рис 13 а). Наконец, третий характерный размер связан с микроструктурой вихревой зоны, состоящей из смеси зерен а- и р-фаз. В соответствие с ПЭМ данными средние размеры таких зерен составляют примерно 100 нм.

Вне вихревых зон отсутствует видимая зона квазигомогенного перемешивания. Как бы то ни было, вблизи контактной поверхности возникает некоторая переходная область, которая уже не связана с расплавлением и содержит большое количество частиц одного металла, попавших в другой (см. рис. 106). Можно полагать, что в этом случае определяющим является изменение мод пластической деформации в ударной волне. Включаются ротационные моды: фрагментация объема, повороты фрагментов, повороты конгломерата фрагментов и др.

Все эти процессы приводят к достаточно быстрому поглощению энергии взрывной волны, иначе говоря, к диссипации энергии сначала за

Рис. 13. Фрагменты рис. 106, полученные при более сильном увеличении: а - вихрь; б- треки.

счет возникновения весьма значительных поверхностей раздела фрагментов '(чем мельче фрагменты, тем больше такая поверхность), а затем за счет трения при движении фрагментов друг относительно друга, их вращения, движения конгломератов фрагментов и т.д. При этом фрагменты одного исходного материала могут проникать в другой материал. Мы уже обращали внимание на тонкую длинную границу раздела на рис. 106, вблизи которой не видно вихревых зон. Оказалось, что при более сильном увеличении отчетливо видны линии, исходящие от поверхности (рис. 136). Некоторые из них указаны стрелками. Учитывая наблюдение "языков" титана, можно полагать, что здесь также наблюдается перенос частиц титана в алюминид, но частиц существенно меньшего размера. Видно, что направление их движения не является кристаллографическим. По сути дела, на оптической микрофотографии мы наблюдаем следы прохождения частиц, причем длины треков различны.

Таким образом, при сварке взрывом сцепление поверхностей имеет двойственную природу и осуществляется посредством:

• расплавления и последующего перемешивания (в зоне вихрей);

• переноса частиц одного металла в другой с образованием треков частиц (вне зоны вихрей).

Основные результаты и выводы:

1. Продемонстрирована возможность использования орторомбического алюмшшда титана ВТИ-1 для плакирования титана и титановых сплавов.

2. Выяснено, из каких слоев, параллельных контактной поверхности, состоят биметаллические соединения орторомбического алюмшшда титана ВТИ-1 (Т1-30А1-161ЧЬ-1гг-1Мо, ат.%) с титановым сплавом ПТЗВ (диффузионная сварка) и с технически чистым титаном (сварка взрывом); идентифицированы фазы, заполняющие слои, выяснена роль диффузионных процессов и фазовых превращений, включая возможное расплавление, выявлены, какие из исследуемых процессов являются ответственными за перемешивание материалов вблизи контактной поверхности и соответственно за сцепление материалов (их свариваемость).

3. Установлено, что биметаллическое соединение, полученное путем диффузионной сварки, имеет следующую структуру:

- Р-фаза (алюминид вдали от контактной поверхности (КП));

- р-фаза и смесь пластинчатых включений (а2+0) фаз (алюминид вблизи КП);

- р-фаза с пластинчатыми включениями а2 фазы (титановый сплав вблизи КП);

- а-фаза с прослойками р-фазы (титановый сплав вдали от КП).

4. Обнаружено, что фазовые превращения а2-»В2 и 0-»В2 реализуются по следующему механизму: быстрое превращение в разупорядоченную фазу а2->Р и 0-»Р и затем последующее упорядочение. Температура и время нагрева при диффузионной сварке оказались достаточными для того, чтобы произошел лишь процесс разупорядочения. Для восстановления интерметаллических фаз сварное соединение было подвергнуто отжигу при таких же условиях, как при получении исходного орторомбического сплава. Показано, что первоначальные а2- и О-фазы действительно были восстановлены. При этом соединение сохранило свою сплошность.

5. Выявлены факторы, определяющие качество биметаллического соединения при диффузионной сварке: увеличение коэффициентов диффузии, что типично для разупорядочения; один и тот же тип кристаллической ОЦК решетки по обе стороны от КП и их взаимная подстройка; отсутствие сплошного интерметаллического слоя вблизи КП.

6. Установлено, что биметаллическое соединения, полученное путем сварки взрывом, имеет следующую структуру:

- зона сплошного деформирования, наблюдаемая в обоих материалах;

- рекристаллизованная зона, наблюдаемая в титане;

- переходная зона вблизи границы раздела, содержащая изолированные вихри.

7. Показано, что вихревая зона возникает из расплава. Перемешивание жидкости происходит гидродинамическим способом под воздействием ударной волны. В результате в зоне расплава выравнивается концентрация, которая приближается к средней. Далее происходит эвтектический распад на две фазы: аир (обе фазы разупорядочены).

8. Впервые обнаружено, что вихри, возникающие в зоне формирования соединения при сварке взрывом, представляют собой диполи, состоящие из вихрей, имеющих разную спиральность. Показано, что существует три характерных средних размера вихря. Один связан с общим размером самого вихря, который составляет 20-100 мкм. Второй размер связан со слоистой структурой вихря. Расстояние между слоями, образующим вихрь, составляет примерно 2 мкм. Третий характерный размер связан с микроструктурой вихревой зоны, состоящей из смеси зерен а- и ß-фаз. Средние размеры зерен составляют примерно 100 нм.

9. Установлено, что при сварке взрывом сцепление поверхностей осуществляется посредством:

- расплавления и последующего перемешивания (в зоне вихрей);

- переноса частиц одного металла в другой с образованием треков частиц (вне зоны вихрей).

Основные результаты диссертации отражены в следующих публикациях:

1. Рыбии В.В., Сидоров И.И., Гринберг Б.А., Антонова О.В., Волкова H.H., Салишев Г.А. Иноземцев A.B. Микроструктура биметаллического соединения титан - орторомбический алюминид титана (сварка взрывом) // Вопросы материаловедения. 2004. Т. 38. 2. С. 61-71.

2. Гринберг Б.А., Рыбин В.В., Семенов В.А., Елкина O.A., Карькина Л.Е., Пацелов A.M., Иноземцев A.B., Попов A.A., Илларионов А.Г. Получение и анализ структуры биметаллических соединений орторомбического алюминида титана с титановым сплавом (диффузионная сварка) // Материаловедение. 2005. Яг 4. С. 45-50.

3. Рыбин В.В., Семенов В.А., Семенов А.Н., Сидоров И.И., Гринберг Б.А., Антонова О.В., Елкина O.A., Карькина Л.Е., Пацелов A.M., Волков А.Ю., Иноземцев A.B., Салишев Г.А., Попов A.A., Илларионов А.Г. Биметаллические соединения орторомбического алюминида титана с титановым сплавом // Физика металлов и металловедение. 2005. Т. 99. С. 82-91.

4. Иноземцев A.B. Структура биметаллического соединения орторомбического алюминида титана с титановым сплавом (диффузионная сварка, сварка взрывом) // Перспективные материалы (Специальный выпуск. Материалы V Российской ежегодной конференции молодых научных сотрудников и аспирантов). 2008. № 5. С. 60-65.

5. Rybin V.V., Greenberg В.А., Antonova O.V., Kar'kina L.Ii., Patselov A.M.. Inozemtsev A.V. Examining the Bimetallic Joint of Oithorhombic Titanium Aluminide and Titanium Alloy (Diffusion Welding) // Welding Journal. 2007. V. 86. P. 205-210.

6. Рыбин B.B., Семенов B.A., Гринберг Б.А., Елкина O.A., Пацелов A.M., Волков А.Ю., Иноземцев A.B. Фазовые превращения в биметаллическом соединении ... // 7-й Международный симпозиум «Фазовые превращение в твердых, растворах и сплавах» ОМА-2004 (Сочи, 6-Ю сент.2004г.): Сборник трудов / Ростов н/Д: Изд-во РГПУ, 2004. С. 215-218.

Список цитированной литературы:

1. Кобелев А.Г., Потапов И.Н., Кузнецов Е.В. Технология слоистых металлов: Учебное пособие. М.: Металлургия, 1991.248с.

2. Глазунов С.Г., Моисеев В.Н. Конструкционные титановые сплавы. М.: Металлургия, 1974.368 с.

3. Использование режимов сверхпластической деформации для изготовления изделий из интерметаллидов // Кузнечно-штамповочное производство. 1999. № 4. С.23-28.

4. Титановые сплавы. Металлография титановых сплавов / Е.А. Борисова [и др.]. М.: Металлургия, 1980.464 с.

5. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986.224 с.

6. Нестерова Е.В., Рыбин В.В. Механическое двойиикование и фрагментация технически чистого титана на стадии развитой пластической деформации // Физика металлов и металловедение. 1985. Т. 59. № 2. С.395-406.

7. Дерибас A.A. Физика упрочнения и сварки взрывом. Новосибирск: Наука, 1980.220 с.

8. Фадеенко Ю.И., Добрушин Л.Д., Илларионов С.Ю. Механизмы формирования границ соединения при сварке взрывом // Автоматическая сварка. 2005. № 7. С. 16-18.

9. Perepezko J.H. Phase Reactions and Processing In the Ti-Al Based Intennetallics // ISIJ International. 1991. V. 31. № 10. P. 1080 -1087.

Отпечатано на Ризографе ИФМ УрО РАН тир.100 зак. 13 объем I печ.л. формат 60x84 1/16 620041 г.Екатеринбург ГСП-170 ул.С.Ковалевской,!8