Сварка трением жаропрочной стали, полученной технологией литья порошков под давлением, со сталью 40Х

Представлены экспериментальные данные по оценке структуры жаропрочной стали AISI310, полученной технологией литья порошков под давлением, и результаты исследований особенностей формирования разнородных соединений стали AISI310 с конструкционной сталью 40Х при различных термодеформационных циклах сва...

Повний опис

Збережено в:

Бібліографічні деталі
Опубліковано в: :	Автоматическая сварка
Дата:	2012
Автори:	Зяхор, И.В., Кучук-Яценко, С.И
Формат:	Стаття
Мова:	Російська
Опубліковано:	Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України 2012
Теми:	Научно-технический раздел
Онлайн доступ:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/101274
Теги:	Додати тег Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Цитувати:	Сварка трением жаропрочной стали, полученной технологией литья порошков под давлением, со сталью 40Х / И.В. Зяхор, С.И Кучук-Яценко // Автоматическая сварка. — 2012. — № 9 (713). — С. 5-14. — Бібліогр.: 24 назв. — рос.

Репозитарії

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

_version_	1860193994813734912
author	Зяхор, И.В. Кучук-Яценко, С.И
author_facet	Зяхор, И.В. Кучук-Яценко, С.И
citation_txt	Сварка трением жаропрочной стали, полученной технологией литья порошков под давлением, со сталью 40Х / И.В. Зяхор, С.И Кучук-Яценко // Автоматическая сварка. — 2012. — № 9 (713). — С. 5-14. — Бібліогр.: 24 назв. — рос.
collection	DSpace DC
container_title	Автоматическая сварка
description	Представлены экспериментальные данные по оценке структуры жаропрочной стали AISI310, полученной технологией литья порошков под давлением, и результаты исследований особенностей формирования разнородных соединений стали AISI310 с конструкционной сталью 40Х при различных термодеформационных циклах сварки трением, применительно к изготовлению биметаллических валов ротора турбокомпрессора автомобильных двигателей. Experimental data are given on evaluation of structure of heat-resistant steel AISI310 produced by the powder injection moulding technology. The investigation results are presented on peculiarities of formation of dissimilar joints between steel AISI310 and structural steel 40X under different thermal-deformation cycles of friction welding in manufacture of bimetal shafts for automotive engine turbocharger rotors.
first_indexed	2025-12-07T18:07:53Z
format	Article
fulltext	УДК 621.791.14 СВАРКА ТРЕНИЕМ ЖАРОПРОЧНОЙ СТАЛИ, ПОЛУЧЕННОЙ ТЕХНОЛОГИЕЙ ЛИТЬЯ ПОРОШКОВ ПОД ДАВЛЕНИЕМ, СО СТАЛЬЮ 40Х И. В. ЗЯХОР, канд. техн. наук, академик НАН Украины С. И. КУЧУК-ЯЦЕНКО (Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины) Представлены экспериментальные данные по оценке структуры жаропрочной стали AISI310, полученной технологией литья порошков под давлением, и результаты исследований особенностей формирования разнородных соединений стали AISI310 с конструкционной сталью 40Х при различных термодеформационных циклах сварки трением, применительно к изготовлению биметаллических валов ротора турбокомпрессора автомобильных двигателей. К л ю ч е в ы е с л о в а : сварка трением, биметаллические соединения, литье порошков под давлением, сварные соеди- нения, валы роторов турбокомпрессоров Одним из новых методов порошковой метал- лургии является литье порошков под давлением [1–5], известное в англоязычной литературе под общим названием PIM-технология (Powder Injec- tion Molding). В последние годы литье порошков под давлением получает все большее распрост- ранение в силу ряда преимуществ перед тради- ционными методами металлообработки, в первую очередь при производстве деталей со сложными геометрическими формами и большими объемами производства. По данным [3] плотность конечных изделий при PIM-технологии составляет от 96 до 100 % теоретического значения, а имеющиеся по- ры и неметаллические включения имеют малые размеры, сферическую форму и распределены равномерно по объему. Перспективным рынком потребления изделий, полученных PIM-технологией, является автомо- бильное двигателестроение. Актуальным с тех- нологической и экономической точек зрения яв- ляется использование PIM-технологии для изго- товления деталей сложной формы, какими явля- ются колеса биметаллических валов ротора тур- бокомпрессора (ТКР) автомобильных двигателей. По сравнению с используемым в настоящее время литьем по выплавляемым моделям PIM-техноло- гия обеспечивает более высокую производитель- ность, минимальные допустимые отклонения раз- меров и высокое качество поверхности колес для валов роторов ТКР. Технологический цикл изготовления биметал- лических валов ТКР предусматривает сварку тре- нием (СТ) колеса, изготовленного из жаропроч- ного сплава, с хвостовиком из конструкционной стали. СТ успешно применяют для соединения материалов, полученных методами литья, термо- механической деформации и порошковой метал- лургии [6–8], однако в технической литературе не удалось обнаружить информации о приме- нении СТ, для изделий, полученных PIM-техно- логией. Представляет научный и практический интерес изучение влияния структуры PIM-мате- риалов на возможность их соединения с конс- трукционной сталью применительно к изготовле- нию биметаллических валов роторов ТКР. Цель работы состояла в изучении формиро- вания разнородных соединений жаропрочной стали AISI310, полученных с использованием PIM-технологии, с конструкционной сталью 40Х при различных термодеформационных циклах СТ применительно к изготовлению биметаллических валов роторов ТКР. Общий вид колес для вала ТКР, изготовленных PIM-технологией из стали AISI310 (исходное сырье «Catamold» [3] фирмы BASF), представлен на рис. 1. Химический состав свариваемых ма- териалов и показатели механических свойств представлены в таблице. Нержавеющая сталь аустенитного класса AISI310 (отечественный аналог — сталь © И. В. Зяхор, С. И. Кучук-Яценко, 2012 Химический состав и механические свойства свариваемых материалов Марка стали Химический состав, мас. % Механические свойства C Cr Nb Si Mn Fe Ni т, МПа в, МПа , % , % AISI310 < 0,2 24...26 < 0,2 1,52,0 1,01,4 Основа 18...21 > 205 > 515 > 40 > 50 40Х 0,360,4 0,81,1 — < 0,35 0,50,8 » < 0,3 >720 >860 <14 <60 9/2012 5 20Х25Н20С2 (ЭИ283)) сочетает удовлетворитель- ную жаропрочность и высокую стойкость против окисления при высоких температурах. Для полу- чения биметаллических валов ротора ТКР выпол- няли СТ колес из стали AISI310 с хвостовиками из стали 40Х при различных режимах конвен- ционной и комбинированной СТ [7, 8]. Эксперименты по СТ проводили на установке СТ120, модернизированной для реализации раз- личных термодеформационных циклов, которые соответствуют конвенционной, инерционной и комбинированной СТ [9]. Структуру свариваемых материалов и биметаллических соединений изу- чали с использованием оптической микроскопии («Neophot-32», Германия) и растровой электрон- ной микроскопии (РЭМ) (JSM-35СА, «Jeol», Япо- ния). Проводили микрорентгеноспектральный анализ (EDS-анализатор «INCA-450» фирмы «Ox- ford Instruments», Великобритания с диаметром зонда около 1 мкм) и измерение микротвердости металла зоны соединения при нагрузке 15 Н (микротвердомер М400, «LECO», США). Параметры режима СТ изменяли в следу- ющих пределах: давление при нагреве Pн = = 50150 МПа, давление проковки Pпр = = 150300 МПа, окружная скорость v = = 0,52,5 м/с, время нагрева tн = 530 с, время торможения вращения tт = 0,22,5 с, скорость осадки при нагреве vос.н = 0,11,0 м/с. Диаметр свариваемых образцов составлял 15 мм. Микроструктуры основного металла стали AISI310 и состав структурных составляющих представлены на рис. 2 и 3. Кристаллическая структура стали AISI310 равноосная, с размером зерна около 60 мкм. При оптической микрос- копии различаются темные и светлые зерна (рис. 2, а), а также отдельные поры размером до 15 мкм по границам зерен и произвольно распо- ложенные частицы неметаллических включений SiO2 размером 210 мкм (рис. 3, спектр 4). Рис. 1. Колеса для валов ротора ТКР из стали AISI310, полу- ченные с использованием РIМ-технологии (а), сварной вал ротора ТКР (б) Рис. 2. Микроструктуры стали AISI310, оптическая микроскопия Рис. 3. Микроструктура основного металла стали AISI310 (РЭМ) и результаты микрорентгеноспектрального анализа металла исследуемых участков (мас. %) 6 9/2012 Структура темных зерен (см. рис. 3, спектры 1, 8) ламельная, состоит из чередующихся светло- и темнотравящихся пластин толщиной менее 1 мкм. Содержание хрома в зернах с ламельной структурой несколько ниже по сравнению с его содержанием в светлых зернах. Химический сос- тав светлых зерен (спектр 2) соответствует требо- ваниям стандарта AISI, за исключением повышен- ного содержания ниобия. В теле светлых зерен раз- личимы дисперсные (12 мкм) частицы округлой формы (спектры 5, 6) по химическому составу, не отличающиеся от такового для тела зерна, однако, с меньшим содержанием ниобия. Существенной ликвации легирующих элементов и примесей по границам зерен не выявлено (спектры 3, 7). Наличие зерен с ламельной структурой свидетельствует о том, что процесс спекания выполняли при темпе- ратуре, близкой к Tsolidus [10–12]. Исследования формирования разнородных сое- динений сталей AISI310 и 40Х проводили при раз- личных термодеформационных циклах, соответс- твующих конвенционной и комбинированной СТ. Режим 1 («мягкий» режим) — конвенционная сварка трением (КСТ) [7, 8] с минимальными зна- чениями Pн, Pпр, tт и максимальными v, tн из ис- следуемых диапазонов. Режим 2 («жесткий» ре- жим) — КСТ с максимальными значениями Pн, Pпр и минимальными v, tн, tт из исследуемых ди- апазонов. Режим 3 — разработанная в ИЭС им. Е. О. Патона технология комбинированной СТ с управляемой деформацией. При этой тех- нологии значения v, Pн устанавливали исходя из обеспечения определенной скорости деформации (осадки) при нагреве, которую изменяли в про- цессе нагрева в диапазоне vос.н = 0,11,0 м/с, при- ложение давления проковки Pпр выполняли на стадии регулируемого по заданной программе торможения вращения [9]. При комбинированной СТ значения tн, tт устанавливали исходя из ре- зультатов предварительных опытов таким обра- зом, чтобы общая осадка для всех исследуемых режимов составляла св = 6 мм. Как видно из рис. 4, а, деформация заготовок при сварке на режиме 1 преимущественно про- исходит за счет стали 40Х. В зоне соединения наблюдается неравномерная по сечению загото- вок переходная зона (см. рис. 4, б) шириной от Рис. 4. Макрошлиф соединения сталей AISI310 и 40Х, полученного на режиме 1 (а), панорама сечения сварного соединения (б) и сварной вал ротора ТКР после испытаний на разрыв (в) Рис. 5. Микроструктура соединения сталей AISI310 и 40Х (режим 1) Рис. 6. Распределение хрома (а) и никеля (б) поперек зоны соединения сталей AISI310 и 40Х (режим 1) 9/2012 7 25 мкм в периферийной части сечения до ~500 мкм в центре. При микрорентгеноспектральном анализе фик- сируется переменный состав переходной зоны по ширине (см. рис. 5 и 6). Наличие равномерно рас- пределенных неметаллических включений SiO2 в переходной зоне свидетельствует о том, что пос- ледняя образуется со стороны стали AISI310. Раз- мер частиц SiO2 в переходной зоне составляет 34 мкм, что может свидетельствовать о частич- ном их растворении. Монотонное увеличение кон- центрации хрома и никеля при переходе от стали 40Х к стали AISI310 (рис. 6), очевидно, связано с диффузионным перемещением этих элементов в процессе сравнительно длительной стадии наг- рева трением (tн = 30 с). В переходной зоне со стороны стали 40Х наблюдаются прослойки про- межуточного между свариваемыми сталями сос- тава (см. рис 5, 6), имеющие повышенную твер- дость (рис. 7). Формирование прослоек такого состава может быть результатом перемешивания приконтактных объемов металла свариваемых сталей в жидком или твердожидком состоянии на начальных стадиях СТ. Наличие таких прос- лоек ухудшает пластичность и снижает корро- зионную стойкость соединений [13, 14]. В зоне термодеформационного влияния со сто- роны стали AISI310 наблюдаются деформирован- ные вытянутые в радиальном направлении зерна (рис. 7), остаточная пористость основного металла в этой зоне сохраняется. В непосредственной бли- зости к переходной зоне сталь AISI310 имеет во- локнистую структуру с размером структурных сос- тавляющих до 10 мкм. Сегрегаций неметалличес- ких включений SiO2 и пор в этой зоне не выявлено. Для выявления структуры переходной зоны про- водили отжиг сварного соединения и повторное травление. В результате выявлено слоистое стро- ение переходной зоны и промежуточный между свариваемыми сталями состав слоев (рис. 8, спектры 38). При испытаниях сварных соединений на разрыв разрушение происходит по зоне соединения (см. рис. 6, б). Химический состав металла с обеих сто- рон излома приблизительно соответствует стали AISI310. Фрактографические исследования изломов выявили наличие в пределах сечения двух видов разрушения — вязкого и квазихрупкого (рис. 9). Наблюдается повышенное содержание ниобия по всей поверхности излома, особенно в кольцевом участке хрупкого излома (рис. 9, спектр 2). Результаты фрактографических исследований показывают, что разрушение соединения происхо- дит между переходной зоной и сталью AISI310 и Рис. 7. Микроструктуры переходной зоны (а) (отпечатки уколов HV 3, МПа10-1) и металла соединения со стороны стали AISI310 (б) Рис. 8. Микроструктура соединения сталей AISI310 и 40Х после отжига, полученного на режиме 1, и результаты микрорентгеноспектрального анализа металла исследуемых участков (мас. %) 8 9/2012 локализуется по сегрегационным скоплениям избы- точных фаз с повышенным содержанием ниобия. Таким образом, наличие в основном металле стали AISI310, полученной по PIМ-технологии, незначительной пористости и дисперсных вклю- чений SiO2, имеющего высокую температуру плавления (Tпл = 1713 °С), не оказывает сущес- твенного влияния на формирование сварных со- единений. В то же время наличие в основном металле сегрегаций ниобия, образующего с же- лезом эвтектику (Tпл = 1355 °С) и способствую- щего возникновению явления «контактного плав- ления» [15], оказывает отрицательное влияние на состав и механические свойства соединений при КСТ на «мягком» режиме. Структура соединения, полученного на «жест- ком» режиме КСТ (режим 2, после отжига), пред- ставлена на рис. 10. В зоне соединения наблюдается практически равномерная по сечению заготовок пе- реходная зона шириной 4060 мкм, состоящая из чередующихся слоев с различной травимостью. Ха- рактер изменения концентрации хрома и никеля (рис. 11) при переходе от стали 40Х к стали AISI310 не может быть обусловлен диффузионным пере- мещением этих элементов, а является следствием перемешивания свариваемых сталей. Анализ микроструктуры сварных стыков, по- лученных при tн = 0,51,5 с (начальная стадия процесса СТ), позволил установить, что слоистая структура зоны соединения образуется на ранних этапах процесса СТ и обусловлена характером контактного взаимодействия свариваемых повер- хностей при заданном уровне технологических па- раметров. При низкой окружной скорости и вы- соком давлении нагрева преобладающим механиз- мом контактного взаимодействия на начальных стадиях СТ является процесс глубинного выры- вания и перемешивания приконтактных объемов свариваемых материалов в пластифицированном или твердожидком состоянии на глубину до нес- кольких сотен микрометров [16, 17]. Рис. 9. Поверхность излома соединения (режим 1) сталей AISI310 и 40Х со стороны стали 40Х (а), участок вязкого (б) и квазихрупкого изломов (в) и результаты микроре- нтгеноспектрального анализа металла исследуемых участков (мас. %) Рис. 10. Макрошлиф (а) и микроструктура (б) соединения сталей AISI310 и 40Х (режим 2) 9/2012 9 Таким образом, основной особенностью сое- динений, полученных на «жестком» режиме КСТ, является наличие в переходной зоне чередующих- ся прослоек постоянного состава (рис. 11), в том числе соответствующих стали мартенситного (рис. 11, спектры 3, 7) и аустенитного классов (рис. 11, спектры 2, 4–6, 8). Принято считать [7, 8], что СТ является твердофазным процессом со- единения материалов. Однако наличие слоистой структуры, состоящей из чередующихся «спла- вов» различного состава, позволяет сделать вывод о существенной роли процессов локального плав- ления в зоне контактного взаимодействия, по крайней мере, на начальных стадиях процесса СТ при получении разнородных соединений. В соединении, полученном на режиме 2, от- сутствуют прослойки с повышенным содержани- ем ниобия, несмотря на присутствие локальных скоплений этого элемента в непосредственной близости от зоны соединения (рис. 11, спектр 9). Основное отличие «жесткого» и «мягкого» режи- мов КСТ состоит в скорости осадки в процессе нагрева трением (vос.н = 0,9 мм/с для режима 2, vос.н = 0,15 мм/с для режима 1). Очевидно, бла- годаря высокой скорости осадки и малой дли- тельности стадии нагрева (tн = 6 с) на «жестком» режиме КСТ предотвращается формирование прослоек с повышенным содержанием ниобия. В соединении, выполненном на режиме 3 (ком- бинированная СТ с управляемой деформацией), не выявлено прослоек с повышенной твердостью; наблюдается практически равномерная по сече- нию переходная зона шириной до 40 мкм (рис. 12) с размером зерна 56 мкм. Состав ме- талла переходной зоны по всей ее ширине соот- ветствует стали аустенитного класса (рис. 13, спектры 2, 3, 5–7), благодаря чему не снижается коррозионная стойкость соединений и исключа- ется опасность возникновения трещин. Обращает на себя внимание отсутствие локаль- ных сегрегаций фаз с повышенным содержанием ниобия и резкое изменение концентрации хрома и никеля при переходе от стали 40Х к AISI310, что свидетельствует о минимизации перемеши- вания свариваемых сталей в твердожидком сос- тоянии и незначительном развитии диффузион- ных процессов в зоне соединения. Непосредствен- но к переходной зоне примыкает зона термоме- ханического влияния, имеющая мелкозернистую Рис. 11. Микроструктура соединения сталей AISI310 и 40Х (режим 2), РЭМ и результаты микрорентгеноспектрального анализа металла исследуемых участков (мас. %) Рис. 12. Макрошлиф (а) и микроструктуры (б, в) соединения сталей AISI310 и 40Х, режим 3 (отпечатки уколов HV 3, МПа10-1) 10 9/2012 динамически рекристаллизованную структуру. В этой зоне не обнаруживаются поры и неметал- лические включения SiO2, что отчетливо видно при анализе микроструктуры соединения как пос- ле сварки (рис. 13), так и после отжига (рис. 14). Исчезновение в зоне соединения частиц SiO2 мо- жет быть связано с частичным их растворением и установленным ранее явлением разрушения ок- сидов потоком движущихся дислокаций [18–21], в том числе, при термодеформационных условиях инерционной и комбинированной СТ. При механических испытаниях соединений разрушение происходит по основному металлу стали AISI310 (рис. 15). Зафиксированы показа- тели предела прочности в = 580630 МПа. Из- мерения микротвердости показали, что металл зо- ны соединения с мелкозернистой динамически рек- ристаллизованной структурой отличается повышен- ными показателями прочности (см. рис. 12), оче- видно, благодаря значительному (с 60 до 56 мкм) уменьшению размеров структурных составляющих. Сравнительный анализ структуры и химичес- кого состава зоны соединений стали AISI310, по- лученных по PIM-технологии, со сталью 40Х при различных термодеформационных циклах СТ поз- воляет предположить следующий механизм фор- мирования переходной зоны при СТ исследуемого сочетания материалов. На начальной стадии процесса СТ вследствие более низкого значения теплопроводности аусте- нитной стали поверхность максимальных сдви- говых деформаций («плоскость трения») смеща- ется в сторону аустенитной стали AISI310. Яв- ление «смещения поверхности трения» известно для различных сочетаний разнородных материа- лов [22–24]. В плоскости трения достигаются мак- симальные значения температуры нагрева. Между плоскостью трения и сталью 40Х образуется пе- реходная зона, являющаяся по сути сплавом на основе стали AISI310, «наплавленным» на сталь 40Х. На начальной стадии процесса нагрева не Рис. 13. Микроструктура соединения сталей AISI310 и 40Х (режим 3), РЭМ и результаты микрорентгеноспектрального анализа металла исследуемых участков (мас. %) Рис. 14. Микроструктура соединения сталей AISI310 и 40Х после отжига (режим 3) Рис. 15. Сварной вал ТКР после испытаний на разрыв (а), поверхность излома в основном металле стали AISI310 (б), полученная по PIM-технологии 9/2012 11 наблюдается осадки заготовок, следовательно, не происходит вытеснение переходного слоя за пре- делы сечения. При увеличении продолжительности стадии нагрева ширина переходной зоны в периферий- ных частях сечения остается практически неиз- менной, а в центральной части сечения увеличи- вается за счет дальнейшего перемещения плос- кости трения в сторону стали AISI310. Об этом свидетельствуют металлографические исследова- ния соединений, полученных при различной про- должительности стадии нагрева. В результате форма переходной зоны в центральной части се- чения становится выпуклой в сторону стали AISI310. При сварке на «мягком» режиме КСТ в плос- кости трения, где температура нагрева и танген- циальные деформации максимальны, скорость диффузии легирующих и примесных элементов может быть соизмерима с таковой для расплавов. В результате в этой зоне образуются скопления легкоплавких фаз, в частности, эвтектических фаз железа с ниобием, избыточное содержание кото- рого зафиксировано в основном металле стали AISI310. При переходе к квазистационарной стадии наг- рева, сопровождающейся осадкой заготовок, об- разовавшаяся слоистая структура переходной зо- ны сохраняется. Процесс осадки заготовок пре- имущественно происходит за счет стали 40Х, при этом металл переходной зоны частично вытесня- ется за пределы сечения в виде тонкого слоя, на- несенного на поверхность усиления стали 40Х. Поскольку плоскость максимальных сдвиговых деформаций располагается в аустенитной стали, то одновременно происходит восстановление «наплавленного» слоя — наступает состояние равновесия между процессами формирования и вытеснения металла переходной зоны. Ширина и форма переходной зоны определя- ется различием теплофизических характеристик свариваемых сталей и параметрами режима СТ. «Мягкий» режим 1 отличается низкой скоростью осадки при нагреве vос.н (около 0,15 мм/с), при этом ширина переходной зоны наибольшая, а ус- ловия для ликвации примесных элементов и об- разования в плоскости трения легкоплавких фаз — наиболее благоприятные. В результате прило- жения повышенного усилия проковки, которую вы- полняют на невращающиеся заготовки, наблюда- ется уменьшение толщины переходной зоны, час- тичное вытеснение из стыка прослоек переменного химического состава и скоплений легкоплавких фаз. Оставшаяся их часть определяет механические и эксплуатационные (коррозионные, усталостные) свойства сварного соединения. При уменьшении окружной скорости враще- ния и увеличении давления при нагреве («жест- кий» режим 2 КСТ) в процесс сдвиговой (тан- генциальной и радиальной) деформации вовлека- ются более глубокие слои металла свариваемых заготовок, значительно увеличивается скорость осадки при нагреве vос.н (до 0,9 мм/с) и умень- шается время сварки. В результате такого «жес- ткого» термодеформационного цикла СТ в соеди- нении формируется узкая (до 60 мкм) переходная зона в виде чередующихся прослоек переменного химического состава, в том числе, соответствующих стали мартенситного класса. Эти прослойки, обра- зующиеся на начальных стадиях процесса СТ, пол- ностью не вытесняются из зоны контакта на пос- ледующих этапах нагрева и сохраняются в сварном соединении после выполнения проковки. Поскольку проковка при КСТ осуществляется после прекращения вращения заготовок, воздейс- твие на металл переходной зоны характеризуется наличием радиальной составляющей деформации. Осадка преимущественно происходит за счет де- формации металла в зоне термического влияния стали 40Х, при этом наблюдается лишь умень- шение толщины прослоек с переменным и пос- тоянным химическим составом. Соединения, полученные при комбинирован- ной СТ с управляемой деформацией (режим 3), свободны от указанных несовершенств структу- ры. Отсутствие в переходной зоне чередующихся прослоек, соответствующих стали мартенситного и аустенитного классов, обусловлено особен- ностью начальной стадии процесса СТ с управ- ляемой деформацией. Технологические парамет- ры (давление, окружная скорость) на этой стадии задавали исходя из условия минимизации про- цессов глубинного вырывания и перемешивания приконтактных объемов свариваемых материалов. Отсутствие в соединении локальных сегрега- ций легкоплавких фаз обусловлено минимизацией длительности квазистационарной стадии нагрева, что достигается за счет обеспечения заданной ско- рости деформации (осадки) заготовок vос.н при оп- ределенном сочетании значений давления и ок- ружной скорости. Ключевую роль в формировании соединения играет стадия проковки. Программирование дли- тельности стадии торможения вращения и при- ложение повышенного давления проковки Pпр на этой стадии позволяют значительно увеличить скорость осадки заготовок и интенсивность де- формации приконтактных объемов свариваемых сталей. Зафиксированное резкое изменение кон- центрации хрома и никеля в зоне соединения при режиме 3 свидетельствует о минимизации про- цессов перемешивания свариваемых сталей и ло- кального плавления в зоне контакта. О сущест- венном увеличении интенсивности термодефор- мационного воздействия на металл зоны соеди- нения при комбинированной СТ свидетельствует 12 9/2012 также отсутствие в этой зоне частиц SiO2, при- сутствующих в основном металле стали AISI310 и переходной зоне стыков, полученных на «мяг- ком» режиме КСТ. Таким образом, особенности структуры и сос- тава металла соединений сталей AISI310 и 40Х, выполненных КСТ и комбинированной СТ, обус- ловлены характером и интенсивностью дефор- мации в зоне контакта на начальной, квазиста- ционарной и заключительной стадиях процесса при этих разновидностях СТ. Особенностью де- формационного воздействия в зоне контакта на заключительной стадии формирования соедине- ний при КСТ является наличие радиальной сос- тавляющей, обусловленной приложением повы- шенного давления проковки к невращающимся за- готовкам. Проковка в этом случае обеспечивает незначительное уменьшение ширины переходной зоны и толщины хрупких прослоек, образо- вавшихся на начальных стадиях процесса СТ. При комбинированной СТ с управляемой де- формацией обеспечиваются условия для мини- мизации процессов локального плавления и пере- мешивания объемов металла в твердожидком сос- тояниии. Воздействие на металл в зоне соеди- нения на заключительной стадии процесса СТ характеризуется наличием радиальной и танген- циальной составляющих в условиях увеличива- ющегося в процессе торможения вращения гра- диента температур. Благодаря локализации де- формации и значительному увеличению ее ин- тенсивности на заключительной стадии сварки обеспечивается диспергирование и разрушение оксидных фаз, вытеснение за пределы сварива- емого сечения промежуточных прослоек. В со- единении формируется переходная зона с мел- козернистой динамически рекристаллизованной структурой и резким перепадом концентрации ле- гирующих элементов. На основе полученных данных разработана технология СТ колес из жаропрочного никелевого сплава Inconel 713C, изготовленных по PIM-техно- логии, с хвостовиками из стали 40Х. В настоящее время проводятся стендовые испытания опытной партии сварных валов роторов ТКР. Выводы 1. Характерными особенностями жаропрочной стали AISI310, полученной технологией литья порошков под давлением (исходное сырье «Catamold»), явля- ются равноосная кристаллическая структура с раз- мером зерна около 60 мкм, наличие аустенитных зе- рен с однородной и ламельной структурой, незначительная остаточная пористость, наличие рав- номерно распределенных неметаллических включе- ний диоксида кремния размером 210 мкм и сег- регаций фаз с повышенным содержанием ниобия. 2. На «мягком» режиме КСТ сталей AISI310 и 40Х в зоне соединения образуется неравномер- ная по сечению переходная зона шириной от 25 до 500 мкм, имеющая слоистую структуру и пред- ставляющая собой «сплав» на основе стали AISI310, наплавленный на сталь 40Х. В переход- ной зоне со стороны стали 40Х обнаруживаются прослойки постоянного состава, в том числе, со- ответствующие стали мартенситного класса. Раз- рушение соединений при испытаниях на разрыв происходит между переходной зоной и сталью AISI310 и локализуется по сегрегационным скоп- лениям избыточных фаз с повышенным содер- жанием ниобия. 3. В соединениях, полученных на «жестком» режиме КСТ, не выявлено сегрегаций легкоплав- ких фаз, однако наблюдаются чередующиеся прослойки постоянного состава, соответствую- щие сталям мартенситного и аустенитного клас- сов. Эти прослойки образуются на начальных ста- диях процесса СТ, полностью не вытесняются из зоны контакта на последующих этапах нагрева и при проковке, осуществляемой после прекра- щения вращения заготовок. 4. Наличие в соединениях, полученных КСТ, слоистой структуры, состоящей из чередующихся «сплавов» различного состава, свидетельствует о том, что в зоне контактного взаимодействия на начальных стадиях процесса СТ происходит пе- ремешивание свариваемых сталей как в пласти- фицированном, так и в твердожидком состоянии. 5. Разработана технология комбинированной СТ с управляемой деформацией, при которой зна- чения технологических параметров задаются ис- ходя из обеспечения определенной скорости де- формации (осадки) на стадии нагрева, а прило- жение давления проковки выполняется на стадии регулируемого по установленной программе тор- можения вращения. 6. Соединения, полученные комбинированной СТ с управляемой деформацией, имеют мелко- зернистую динамически рекристаллизованную структуру с практически равномерной по сечению переходной зоной шириной до 40 мкм. Состав металла переходной зоны по всей ее ширине со- ответствует стали аустенитного класса, не содер- жит пор, сегрегаций легирующих элементов, не- металлических включений. На границе переход- ной зоны со сталью 40Х наблюдается резкий пе- репад концентрации легирующих элементов, и от- сутствуют прослойки с повышенной твердостью. 7. Изделия из материалов, полученных техно- логией литья порошков под давлением, пригодны для изготовления качественных биметаллических соединений с использованием СТ при условии со- ответствующего задания значений технологичес- ких параметров. 9/2012 13 1. Довыденков В. А., Крысь М. А., Фетисов Г. П. Получе- ние металлических деталей путем формования и спека- ния металлополимерных композиций // Технология ме- таллов. — 2008. — № 6. — С. 28–31. 2. Heaney D. Qualification method for powder injection mol- ded components // P/M Science & Technology Briefs. — 2004. — 6, № 3. — P. 21–27. 3. Грабой И. Э., Thom A. Материалы Catamold компании BASF для литья порошков под давлением. Технология. Производство. Применение. (ТПП — ПМ 2005) // Мате- риалы докл. науч.-практ. семин. — Йошкар-Ола, 20–21 июня 2005 г. — Йошкар-Ола, 2005. — С. 71–74. 4. Salk N. Metal injection moulding of Inconel 713C for tur- bocharger applications // PIM International. — 2011. — 5, № 3. — P. 61–64. 5. Froes F. H. (Sam). Advances in titanium metal injection molding // Powder Metallurgy and Metal Ceramics. — 2007. — 46, № 56. — P. 303–310. 6. Hamill J. A. What are the joining processes, materials and techniques for powder metal parts? // Welding J. — 1993. — Febr. — P. 37–44. 7. Лебедев В. К., Черненко И. А., Вилль В. И. Сварка трени- ем: Справочник. — Л.: Машиностроение, 1987. — 236 с. 8. Сварка трением. Машиностроение: Энциклопедия. — Т. 1–4. — М.: Машиностроение, 2006. — С. 153–157. 9. Пат. 46460, Україна. Спосіб зварювання тертям і маши- на для його реалізації. / С. І. Кучук-Яценко, І. В. Зяхор. — 15.11.2004; Бюл. № 11. 10. Son C.-Y., Yoon T. S., Lee S. Correlation of microstructure with hardness, wear resistance, and corrosion resistance of powder-injection-molded specimens of Fe-alloy powders // Metallurgical and Materials Transactions A. — 2009. — 40, № 5. — P. 1110–1117. 11. Heany D. F., Mueller T. J., Davies P. A. Mechanical proper- ties of metal injection moulded 316l stainless steel using both prealloy and master alloy techniques // Powder Metal- lurgy. — 2003. — № 1. — P. 1–7. 12. Krug S., Zachmann S. Influence of sintering conditions and furnace technology on chemical and mechanical properties of injection moulded 316L // Technical Paper: PIM Internati- onal. — 2009. — 3, № 4. — P. 66–70. 13. Transition joints for high temperature service. Discussion session 3 // Metal Construction and British Welding J. — 1969. — № 12. — P. 134–142. 14. Готальский Ю. Н. Сварка разнородных сталей. — Киев: Техніка, 1981. — 184 с. 15. Залкин В. М. Природа эвтектических сплавов и эффект контактного плавления. — М.: Металлургия, 1987. — 152 с. 16. Крагельский И. В., Добычин М. Н., Комбалов В. С. Осно- вы расчетов на трение и износ. — М.: Машиностроение, 1977. — 526 с. 17. Зяхор І. В. Формування з’єднань при зварюванні тертям жароміцного нікелевого сплаву ЖС3-ДК із конс- трукційною сталлю 40Х // Вісн. Черніг. держ. техн. ун- ту. — 2010. — № 42. — С. 148–155. 18. Сміян О. Д. Атомний механізм взаємодії речовини сере- довища з металом, що деформується // Фіз. та хімія твер- дого тіла. — 2002. — № 4. — С. 662–674. 19. Смиян О. Д., Кружков А. Г. О некоторых особенностях движения диффузионного потока газов в металлах // Докл. АН СССР. — 1972. — 202, № 6. — С. 1311–1313. 20. Распределение примесей внедрения в зоне соединения при сварке трением / О. Д. Смиян, С. И. Кучук-Яценко, И. В. Зяхор и др. // Автомат. сварка. — 2007. — № 9. — С. 5–9. 21. Розподіл і дія водню, кисню й вуглецю в зоні з’єднання жа- роміцного нікелевого сплаву при зварюванні тертям / О. Д. Сміян, І. В. Зяхор, О. В. Нікольніков та ін. // Вісн. Черніг. держ. техн. ун-ту. — 2008. — № 34. — С. 138–143. 22. Импульсная сварка трением сплава ЖС6-К и стали 40Г / В. П. Воинов, Р. Н. Болдырев, К. И. Мулюков и др. // Свароч. пр-во. — 1976. — № 3. — С. 28–30. 23. Зяхор И. В. Особенности сварки трением разнородных металлов и сплавов // Автомат. сварка. — 2000. — № 5. — С. 37–46. 24. Кучук-Яценко С. И., Зяхор И. В. Механизм формирова- ния биметаллических соединений при сварке трением // Там же. — 2002. — № 7. — С. 3–11. Experimental data are given on evaluation of structure of heat-resistant steel AISI310 produced by the powder injection moulding technology. The investigation results are presented on peculiarities of formation of dissimilar joints between steel AISI310 and structural steel 40X under different thermal-deformation cycles of friction welding in manufacture of bimetal shafts for automotive engine turbocharger rotors. Поступила в редакцию 25.06.2012 НОВАЯ КНИГА Материалы пятого Международного научно-технического семинара. СПб.: Изд-во Политехн. ун-та, 2012. — 208 с. В сборнике представлены материалы научно-технического семинара, проведенного в рамках Международной спецализированной выставки «Сварка 2012» (г. Санкт-Петербург, 15-18 мая). Они включают 32 доклада специалистов и ученых в области дуговой сварки и наплавки, а также сварки давлением, в том числе в них освещаются сведеия о новых раз- работках оборудования, технологий и материалов. 14 9/2012
id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-101274
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
issn	0005-111X
language	Russian
last_indexed	2025-12-07T18:07:53Z
publishDate	2012
publisher	Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
record_format	dspace
spelling	Зяхор, И.В. Кучук-Яценко, С.И 2016-06-01T18:08:01Z 2016-06-01T18:08:01Z 2012 Сварка трением жаропрочной стали, полученной технологией литья порошков под давлением, со сталью 40Х / И.В. Зяхор, С.И Кучук-Яценко // Автоматическая сварка. — 2012. — № 9 (713). — С. 5-14. — Бібліогр.: 24 назв. — рос. 0005-111X https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/101274 621.791.14 Представлены экспериментальные данные по оценке структуры жаропрочной стали AISI310, полученной технологией литья порошков под давлением, и результаты исследований особенностей формирования разнородных соединений стали AISI310 с конструкционной сталью 40Х при различных термодеформационных циклах сварки трением, применительно к изготовлению биметаллических валов ротора турбокомпрессора автомобильных двигателей. Experimental data are given on evaluation of structure of heat-resistant steel AISI310 produced by the powder injection moulding technology. The investigation results are presented on peculiarities of formation of dissimilar joints between steel AISI310 and structural steel 40X under different thermal-deformation cycles of friction welding in manufacture of bimetal shafts for automotive engine turbocharger rotors. ru Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України Автоматическая сварка Научно-технический раздел Сварка трением жаропрочной стали, полученной технологией литья порошков под давлением, со сталью 40Х Friction welding of heat-resistant steel, produced by the powder injection moulding technology, with steel 40X Article published earlier
spellingShingle	Сварка трением жаропрочной стали, полученной технологией литья порошков под давлением, со сталью 40Х Зяхор, И.В. Кучук-Яценко, С.И Научно-технический раздел
title	Сварка трением жаропрочной стали, полученной технологией литья порошков под давлением, со сталью 40Х
title_alt	Friction welding of heat-resistant steel, produced by the powder injection moulding technology, with steel 40X
title_full	Сварка трением жаропрочной стали, полученной технологией литья порошков под давлением, со сталью 40Х
title_fullStr	Сварка трением жаропрочной стали, полученной технологией литья порошков под давлением, со сталью 40Х
title_full_unstemmed	Сварка трением жаропрочной стали, полученной технологией литья порошков под давлением, со сталью 40Х
title_short	Сварка трением жаропрочной стали, полученной технологией литья порошков под давлением, со сталью 40Х
title_sort	сварка трением жаропрочной стали, полученной технологией литья порошков под давлением, со сталью 40х
topic	Научно-технический раздел
topic_facet	Научно-технический раздел
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/101274
work_keys_str_mv	AT zâhoriv svarkatreniemžaropročnoistalipolučennoitehnologieilitʹâporoškovpoddavleniemsostalʹû40h AT kučukâcenkosi svarkatreniemžaropročnoistalipolučennoitehnologieilitʹâporoškovpoddavleniemsostalʹû40h AT zâhoriv frictionweldingofheatresistantsteelproducedbythepowderinjectionmouldingtechnologywithsteel40x AT kučukâcenkosi frictionweldingofheatresistantsteelproducedbythepowderinjectionmouldingtechnologywithsteel40x

Сварка трением жаропрочной стали, полученной технологией литья порошков под давлением, со сталью 40Х

Репозитарії

Схожі ресурси