Структура и свойства сварных соединений титановых сплавов, легированных кремнием
Изучены структурно-фазовые превращения в образцах сварных соединений двух опытных жаропрочных псевдо-α-
 и α + β многокомпонентных титановых сплавов, легированных кремнием, полученных электронно-лучевой сваркой.
 Выполнены аналитические оценки конкретного (дифференцированного) вклада...
Saved in:
| Published in: | Автоматическая сварка |
|---|---|
| Date: | 2012 |
| Main Authors: | , , , , , |
| Format: | Article |
| Language: | Russian |
| Published: |
Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
2012
|
| Subjects: | |
| Online Access: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/101892 |
| Tags: |
Add Tag
No Tags, Be the first to tag this record!
|
| Journal Title: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Cite this: | Структура и свойства сварных
 соединений титановых сплавов, легированных кремнием / Л.И. Маркашова, С.В. Ахонин, Г.М. Григоренко, М.Г. Кругленко, О.С. Кушнарева, И.К. Петриченко // Автоматическая сварка. — 2012. — № 11 (715). — С. 7-17. — Бібліогр.: 22 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1860240485069619200 |
|---|---|
| author | Маркашова, Л.И. Ахонин, С.В. Григоренко, Г.М. Кругленко, М.Г. Кушнарева, О.С. Петриченко, И.К. |
| author_facet | Маркашова, Л.И. Ахонин, С.В. Григоренко, Г.М. Кругленко, М.Г. Кушнарева, О.С. Петриченко, И.К. |
| citation_txt | Структура и свойства сварных
 соединений титановых сплавов, легированных кремнием / Л.И. Маркашова, С.В. Ахонин, Г.М. Григоренко, М.Г. Кругленко, О.С. Кушнарева, И.К. Петриченко // Автоматическая сварка. — 2012. — № 11 (715). — С. 7-17. — Бібліогр.: 22 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Автоматическая сварка |
| description | Изучены структурно-фазовые превращения в образцах сварных соединений двух опытных жаропрочных псевдо-α-
и α + β многокомпонентных титановых сплавов, легированных кремнием, полученных электронно-лучевой сваркой.
Выполнены аналитические оценки конкретного (дифференцированного) вклада различного типа структур и фазовых
образований, формирующихся в околошовной зоне, в показатели прочностных характеристик, а также в распределение
локальных внутренних напряжений в исследуемых зонах сварки.
Studied are the structural-phase transformations in samples of EB welded joints of two test high-temperature pseudo α- and α + β-multicomponent titanium alloys alloyed with silicon. Analytical assessments were performed of the specific
(differential) contribution of various types of structures and phases formed in the near-weld zone, to strength values, as
well as to variation of the magnitude and distribution of local internal stresses in the studied welding zones
|
| first_indexed | 2025-12-07T18:29:42Z |
| format | Article |
| fulltext |
УДК 621.791:669.295
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ, ЛЕГИРОВАННЫХ КРЕМНИЕМ
Л. И. МАРКАШОВА, С. В. АХОНИН, доктора техн. наук, академик НАН Украины Г. М. ГРИГОРЕНКО,
М. Г. КРУГЛЕНКО, О. С. КУШНАРЕВА, И. К. ПЕТРИЧЕНКО, инженеры
(Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины)
Изучены структурно-фазовые превращения в образцах сварных соединений двух опытных жаропрочных псевдо-α-
и α + β многокомпонентных титановых сплавов, легированных кремнием, полученных электронно-лучевой сваркой.
Выполнены аналитические оценки конкретного (дифференцированного) вклада различного типа структур и фазовых
образований, формирующихся в околошовной зоне, в показатели прочностных характеристик, а также в распределение
локальных внутренних напряжений в исследуемых зонах сварки.
К л ю ч е в ы е с л о в а : жаропрочный титановый сплав,
структурное состояние, фазовые образования, микродиф-
ракционные отражения, прочностные характеристики, ло-
кальные внутренние напряжения
По сравнению с алюминиевыми сплавами, ста-
лями и жаропрочными никелевыми сплавами вы-
сокие показатели прочности, удельной прочности,
а также коррозионной стойкости титановых спла-
вов в широком интервале температур способству-
ют расширению их применения в авиационной
и космической технике, судостроении, химичес-
кой промышленности и т. д. Использование ти-
тановых сплавов возрастает благодаря высокой
надежности этого класса материалов при повы-
шенных и даже высоких (порядка 600…650 °С)
температурах, а также в высокотемпературных и
агрессивных средах, что позволяет перейти к за-
мене деталей и комплектующих из сталей и других
конструкционных материалов на титановые (дета-
лей корпусов ракетных двигателей и атомных энер-
гоустановок, дисков и лопаток компрессоров, па-
ровых турбин, турбинных и газотурбинных дви-
гателей, теплообменников и т. п.). Расширяется при-
менение жаропрочных титановых сплавов в авто-
мобилестроении, что существенно повышает мощ-
ность автомобильных двигателей [1–3].
Однако усложнение эксплуатационных усло-
вий, связанных с повышением уровня рабочих
температур и необходимостью увеличения ресур-
са работоспособности деталей и механизмов, тре-
бует совершенствования не только в плане состава
и технологии обработки исходных материалов, но
и решения проблем их свариваемости. Последнее
приобретает особое значение при изготовлении
длинномерных и сложной формы конструкций,
а также проведении ремонтно-восстановительных
работ, к каким относится, например, восстанов-
ление изношенных лопаток двигателей.
Поскольку повышение эксплуатационных
свойств, уровня рабочих температур любых кон-
струкций в первую очередь обеспечивается со-
ответствующим легированием, а также структур-
ным состоянием используемых металлов, сплавов
и их сварных соединений, то актуальной в нас-
тоящей работе становится задача проведения
более обстоятельных исследований структурно-
фазовых изменений в зависимости от легирования
кремнием с оценкой взаимосвязи химический сос-
тав→структура→свойства титановых сплавов и
их сварных соединений.
В этом плане с учетом сложности процессов
и взаимовлияния легирования, фазообразования
при различных технологических режимах термо-
деформационного воздействия (сварки, термооб-
работки) представляется целесообразным не толь-
ко выполнение соответствующих эксперимен-
тальных исследований структурно-фазовых изме-
нений (химического состава, характера зеренной,
субзеренной, дислокационной структуры и фазо-
вых выделений, отличающихся по составу, мор-
фологии и распределению) при определенных тех-
нологических режимах сварки, но и оценка вли-
яния конкретных структурно-фазовых составля-
ющих на изменение наиболее значимых для эк-
сплуатационных условий механических характе-
ристик сварных соединений, а именно: показате-
лей прочности, пластичности и трещиностойкос-
ти. Это позволит определить роль структурных
и фазовых составляющих не только в упрочнении
металла, но и как фактор, влияющий на проте-
кание процессов накопления локальных внутрен-
них напряжений, значение и протяженность та-
кого типа напряжений, а также возможность их
пластической релаксации, что и является пока-
зателем трещиностойкости материала в эксплуа-
тационных условиях.
© Л. И. Маркашова, С. В. Ахонин, Г. М. Григоренко, М. Г. Кругленко, О. С. Кушнарева, И. К. Петриченко, 2012
11/2012 7
Материалы и методики. В настоящей работе
объектом исследования являются сварные соеди-
нения двух опытных жаропрочных многокомпо-
нентных титановых сплавов, выполненные элек-
тронно-лучевой сваркой (ЭЛС). Оба сплава со-
держат в своем составе в качестве легирующего
элемента кремний и относятся к псевдо α- (сплав
1) и α + β (сплав 2) титановым сплавам (таблица).
Базовая экспериментальная информация о
структурно-фазовом состоянии металла сварного
соединения была получена с помощью методов
оптической, аналитической растровой микрос-
копии (СЭМ-515, фирмы «PHILIPS», Голландия),
а также микродифракционной просвечивающей
электронной микроскопии (JEM-200 CX, фирмы
«JEOL», Япония) с ускоряющим напряжением
200 кВ. Тонкие фольги для просвечивающей мик-
роскопии подготавливали двухступенчатым мето-
дом — предварительной электрополировкой с
последующим многократным ионным утонением
ионизированными потоками аргона в специально
разработанной установке [4]. Последнее позволя-
ло не только расширить поля для исследований
(увеличить статистику), но и сделать «прозрач-
ными» для электронов все структурные и фазовые
составляющие анализируемого материала.
Результаты исследования. Методами опти-
ческой металлографии была исследована струк-
тура, наличие и расположение холодных трещин
в сварных соединениях, выполненных ЭЛС, на
двух опытных титановых сплавах в наиболее
проблемной зоне сварного соединения — зоне
термического влияния (ЗТВ) [5–7], а именно в
околошовном ее участке (ОШЗ), протяженность
и структура которого определяется термическим
циклом сварки и где предполагаются наиболее
резкие изменения структуры с учетом высоких
скоростей охлаждения, характерных для ЭЛС.
Установлено, что в сварных соединениях иссле-
дуемых сплавов после сварки наблюдается обра-
зование холодных трещин, причем в сварных со-
единениях опытного сплава 1 частота образования
такого типа трещин значительно выше (рис. 1, а,
б), чем в сварных соединениях сплава 2.
С помощью металлографических исследова-
ний структуры также установлено, что в ОШЗ
сварного соединения опытного сплава 1 при ос-
тывании образуются крупные равноосные поли-
эдрические первичные β-зерна размером до
0,50 мм (рис. 1, в). В ОШЗ сварных соединений
сплава 2 первичная структура не однородна: на-
ряду с обширными участками полиэдрических зе-
рен размером 0,20 мм (рис. 1, г) встречаются учас-
тки мелких равноосных зерен размером
20…60 мкм в окружении крупных зерен (рис. 1,
д). Образование цепочек мелких равноосных зе-
рен наблюдали и в участках ЗТВ, удаленных от
шва (рис. 1, е), они, как правило, вытянуты вдоль
направления проката основного металла (перпен-
дикулярно к оси шва). Часто расположение мел-
ких зерен совпадает с локализацией скоплений
дисперсных выделений, вероятнее всего, силицид-
ных. Внутризеренная структура в ОШЗ сплава 1
Химический состав опытных жаропрочных сплавов
Сплав
Содержание легирующих элементов, мас. % Коэффици-
ент стабиль-
ности β-фа-
зы K
β
Al Sn Zr Mo V Nb Si
1 5,2 3,3 4,2 0,1 0,6 0,8 0,6 0,07
2 4,3 4,4 6,0 1,6 0,7 4,3 0,4 0,33
Рис. 1. Микроструктуры металла ЗТВ опытных жаропрочных сплавов после ЭЛС: а, б — сплав 1, трещины в металле ЗТВ;
в — сплав 1, ОШЗ; г, д — сплав 2, ОШЗ; е — сплав 2, участок ЗТВ, удаленный от шва
8 11/2012
представляет собой грубоигольчатую α′-фазу, в
ОШЗ сплава 2 мартенситная α′-фаза характери-
зуется тонкоигольчатым строением (см. рис. 1,
в, г). Помимо мартенситной фазы, в ОШЗ обоих
сплавов может присутствовать остаточная β-фаза,
количество которой, исходя из химического сос-
тава, в сплаве 1 очень незначительное, а в сплаве
2 — больше чем в сплаве 1.
Для определения состава формирующихся фаз,
а также их размеров, морфологии и структурных
зон их локализации (внутренние объемы, либо
зернограничные области) были проведены более
детальные структурно-фазовые исследования ЗТВ
сварных соединений титановых сплавов с исполь-
зованием просвечивающей микродифракционной
электронной микроскопии.
Сварное соединение опытного жаропрочного
сплава 1. В ОШЗ сварного соединения сплава 1,
выполненного ЭЛС, структура преимущественно
представлена пластинчатой α′-фазой и очень ма-
лым количеством β-пластинчатой фазы, отлича-
ющимися протяженностью lпл формы с попереч-
ным сечением hпл долемикронных размеров (при-
мерно от 0,3 до 1,5 мкм) (рис. 2, а). Причем плас-
тинчатые структурные составляющие существен-
но отличаются внутренним строением. Для зна-
чительной доли такого типа структур (а это сог-
ласно микродифракционному анализу преиму-
щественно α′-фаза) характерна минимальная
плотность дислокаций (ρ ~ 109 см–2) во внутрен-
них объемах пластин при их равномерном рас-
пределении. Другая часть пластинчатых структур
(в количественном отношении их значительно
меньше) кардинально отличается и по плотности
дислокаций, и по их распределению. Так, плотность
дислокаций в пластинчатых структурах такого типа
увеличивается примерно на порядок (ρ ~
~ (7…8)⋅1010 см–2). Причем распределение дефек-
тов кристаллической решетки в некоторых от-
дельных случаях более или менее равномерное
(рис. 2, а, б), а в других — формируются сложные
дислокационные конфигурации в виде блоков,
ячеек, а также внутрипластинчатой дисперсной
(dс ~ 0,1 мкм) субструктуры (рис. 3, а). Наиболее
четко структура с ярко выраженной внутриплас-
тинчатой субструктурой проявляется в режиме
темнопольного изображения (рис. 3, в).
Следует отметить, что структуры с высокой
плотностью дислокаций и фазовых образований
соответствуют не только β-, но и частично α′-
фазам.
Исследования тонких фольг позволили полу-
чить также детальную информацию о формиру-
ющихся в сварном соединении фазовых выделе-
ниях, которые отличаются размерами, морфоло-
гией, стехиометрическим составом, а также зо-
Рис. 2. Микроструктура опытного сплава 1, ОШЗ: а — четко ориентированная направленность пластин преимущественно
α-составляющей структуры при сравнительно невысокой плотности и равномерном распределении дислокаций (ширина
пластин hпл ~ 0,3…1,5 мкм), ×20000; б, в — фазообразование соответственно во внутренних объемах и приграничных
областях α′-пластинчатых структур, ×30000
11/2012 9
нами их локализации (вдоль границ пластинчатых
структур, во внутренних объемах пластин — в
субструктуре и т. п.).
Так, особо четко просматриваются фазовые
выделения высокодисперсных размеров (dФВ ~
~ 0,01…0,1 мкм), формирующиеся в узких зер-
нограничных прослойках и вдоль межпластинча-
тых границ (см. рис. 2, в), состав которых пре-
имущественно соответствует стехиометрии Ti5Si3
(рис. 3, б). Дисперсные фазовые выделения фор-
мируются также во внутренних объемах α′- и β-
пластин, в области которых наблюдается фраг-
ментация внутрипластинчатой структуры и форми-
рование субструктур (рис. 3, а–в). Формирующиеся
в структурах такого типа фазы преимущественно
наблюдаются в зонах внутрипластинчатых субс-
труктурных границ и отличаются наиболее диспер-
сными размерами dФВ ~ 0,01…0,02 мкм. Как видно,
такие фазы являются фазами, окаймляющими суб-
структуру. Кроме дисперсных равноосных фазо-
вых выделений, вдоль такого типа субструктур-
ных границ наблюдаются также выделения про-
тяженной формы, когда lФВ >> hФВ при lпл ~
~ 0,7…0,8 мкм (рис. 3, а, б). Стехиометрический
состав дисперсных фазовых выделений, окайм-
ляющих внутрипластинчатую субструктуру, нес-
колько расширяется: кроме уже отмеченного сос-
тава Ti5Si3, наблюдаются фазы и других составов,
включающих такие элементы, как алюминий, цир-
коний, т.е. фазы Ti3Al, Ti2Zr3Si3 (рис. 3, а–в; рис.
4, а).
Наиболее активное развитие фазообразования
характерно для пластинчатых структур сравни-
тельно крупных (по сечению) размеров (hпл ~
~ 0,4…1,5 мкм). При этом активность фазообра-
зования в таких зонах сопровождается следую-
щими немаловажными факторами. Во-первых,
происходит укрупнение фазовых образований —
размер фазовых выделений dФВ достигает при-
мерно 0,1…0,2 мкм, что на порядок превышает
размеры внутрипластинчатых субграничных фаз,
наблюдаемых в пластинчатых структурах мень-
шего поперечного сечения (рис. 4, а). Во-вторых,
в распределении крупных, преимущественно си-
лицидных фаз, в объеме массивных α′-пластин
не просматривается какой-либо упорядоченности:
образующиеся фазы распределены хаотически и
не связаны со структурными границами — ни с
зеренными, ни с субзеренными. Кроме того, фор-
мирование внутриобъемных фаз в отмеченных
случаях сопровождается существенным увеличе-
нием в зоне фазообразования плотности дисло-
каций до (7…8)⋅1010 см–2, распространяющейся
по всей протяженности пластин (рис. 4, б, в). Та-
ким образом, отличительной особенностью струк-
туры исследуемого металла является формирова-
ние протяженных α-пластинчатых особых струк-
турных зон, насыщенных крупными глобулярны-
Рис. 3. Микроструктура опытного сплава 1, ОШЗ: а — тонкая структура пластин с субструктурой, ×37000; б — микродиф-
ракционное отражение; в — темнопольное изображение конкретных (отмечены стрелками на рис. 3, а) фазовых образований,
×3000
10 11/2012
ми фазовыми выделениями в окружении плотных
дислокационных скоплений.
Как следует из результатов исследования дис-
локационной структуры и процессов фазообразо-
вания, в сварных соединениях опытного сплава
1 наблюдается существенное отличие в структур-
но-фазовом состоянии α′- и β-пластинчатых
структур. Происходит параллельное формирова-
ние резко отличающихся по структурно-фазовому
состоянию пластинчатых структур: практически
бездислокационных и не содержащих фазовых
выделений пластин наряду с пластинами, для ко-
торых характерна высокая плотность дислокаций
и насыщенность внутренних объемов пластин ха-
отически распределенными выделениями доста-
точно крупного размера. Формирование резко гра-
диентных (по фазовым выделениям и дислока-
ционной плотности) пластин обусловлено, по-ви-
димому, типом кристаллической решетки, соот-
ветствующей β- и α-образованиям в титановых
сплавах. Так, для β-фазы, имеющей ОЦК-решетку
(а это до 48 систем скольжения), существует прак-
тически неограниченная возможность зарожде-
ния, скольжения и перераспределения дислока-
ций, которые, как известно, являются активными
каналами для транспортировки легирующих эле-
ментов и соответственно — активации процессов
фазообразования. Для α-структуры, имеющей
ГПУ-решетку, характерно весьма ограниченное
количество систем скольжения. Преимущественно
это одна — базисная (0001) плоскость и в металле
с таким типом решетки деформация в основном
реализуется за счет двойникования, когда прак-
тически затруднено зарождение и дислокацион-
ное скольжение, а значит и фазообразование.
По-видимому, именно различные особенности
в реализации процессов деформации (дислока-
ционным скольжением, либо двойникованием) и
как результат — различные возможности фазо-
образования для основных фазовых составляю-
щих (α- и β-фаз) и являются объяснением фор-
мирования в сварном соединении опытного спла-
ва 1 резко градиентных по плотности дислокаций
и насыщенности фазовыми выделениями протя-
женных пластинчатых структур. А наличие гра-
диентных структурно-фазовых образований, су-
щественно отличающихся по количеству и дис-
персности силицидных фаз, в том числе и по плот-
ности дислокаций, по-видимому, является осно-
ванием для формирования в металле подобного
типа соответствующих резко градиентных меха-
нических характеристик, а именно, градиентов по
свойствам прочности (σ0,2, σв) в смежных плас-
тинчатых структурах.
Таким образом, установлено, что в ОШЗ спла-
ва 1 формируются α′- и β-протяженные пластин-
чатые фазовые образования, резко градиентные
по плотности дислокаций, а также по количеству
и размеру формирующихся силицидных и интер-
металлидных фазовых выделений:
α′ — пластинчатые фазовые составляющие
(ГПУ-решетка) отличаются минимальной внут-
рипластинчатой плотностью дислокаций и незна-
Рис. 4. Микроструктура опытного сплава 1, ОШЗ: а — фазообразование в β-пластинах, ×50000; б — протяженные резкие
градиенты дислокационной плотности вдоль пластинчатых структур, ×30000; в — совмещенные микродифракционные
отражения конкретных фаз в α′-пластинчатых структурах
11/2012 11
чительным количеством фазовых выделений в
пластинах;
β — пластинчатые структуры (ОЦК-решетка)
и небольшая часть α′-фазы характеризуются рез-
ким повышением общей плотности дислокаций,
формированием субструктуры и весьма активным
развитием процессов фазообразования (рост раз-
меров, количества фаз) и распределением таких
силицидных и интерметаллидных фаз по зонам
дислокационных скоплений.
Сварное соединение опытного жаропрочного
сплава 2. Структура металла в ОШЗ сварного со-
единения опытного сплава 2, выполненного ЭЛС,
представлена так же, как и в ОШЗ сварного со-
единения опытного типа сплава 1, различными
фазами (α′- и β-фазами), которые отличаются как
по размерам и тонкой структуре фазовых обра-
зований, так и по размерам и распределению фор-
мирующихся в процессе сварки силицидных и ин-
терметаллидных выделений.
Так, размеры пластин мартенситной α′-фазы
в поперечном сечении hпл значительно (примерно
в 2…3 раза) уменьшаются по сравнению с раз-
мерами пластинчатых структур соответствующей
зоны сварного соединения опытного сплава 1 и
составляют 0,2…0,5 мкм (рис. 5, а). Кроме того,
не наблюдается резких изменений по толщине
пластин. При этом, и это особо следует подчер-
кнуть, структура α′- и β-фаз характеризуется
игольчатой и высокодисперсной внутрипластин-
чатой субструктурой. Наблюдается равномерное
распределение плотности дислокаций, которая
составляет ρ ~ (8…9)⋅1010 см–2.
Что касается фазовых выделений, то структур-
ные исследования и параллельный анализ мик-
родифракционных отражений (рис. 5, б, г; рис. 6,
б, г) свидетельствуют о формировании, как пра-
вило, высокодисперсных (0,01…0,02×0,02…0,06
мкм) и сравнительно более равномерно распре-
деленных силицидных и интерметаллидных фаз
в ОШЗ сварного соединения сплава 2 по срав-
нению со сварным соединением сплава 1. Причем
формирующиеся фазы преимущественно распре-
деляются во внутренних объемах пластинчатых
структур, прежде всего вдоль субструктурных
границ, т. е. являются фазовыми выделениями,
окаймляющими внутрипластинчатые субструк-
турные элементы (рис. 5, 6). Такой характер рас-
пределения дисперсных фазовых выделений дол-
жен способствовать не только фиксации сформи-
рованной внутрипластинчатой субструктуры, но
и закрепляет зафиксированную таким образом
структуру вплоть до температуры растворения
зерногранично распределенных фаз. Причем та-
кого типа структурное состояние (дисперсные
фрагменты с зерногранично закрепляющими фа-
Рис. 5. Микроструктура опытного сплава 2, ОШЗ: а, в — тонкая структура пластинчатых фаз мартенситного типа (а — ×50000,
в — ×37000); б, г — микродифракционные отражения фазовых выделений, зафиксированных на совмещенных структурно-
фазовых изображениях
12 11/2012
зами) более или менее равномерно распределено
по всему объему металла ОШЗ.
Анализ микродифракционных отражений ана-
лизируемых структур свидетельствует о разнооб-
разии стехиометрического состава фазовых вы-
делений, формирующихся в ОШЗ соединений
сплава 2. Это преимущественно фазы типа Ti5Si3,
Ti2Zr3Si3 и Ti3Al (рис. 5, г; рис. 6, б). Как видно,
составы выделившихся силицидов и интерметал-
лидов практически не отличаются от обнаружен-
ных в ОШЗ сварного соединения сплава 1. Однако
морфология такого типа фаз, их размеры и рас-
пределение отличаются существенным образом.
В сварном соединении сплава 2 силициды и ин-
терметаллиды более дисперсны, имеют стержне-
вую и реже глобулярную форму (см. рис. 6, б
— темнопольное изображение), распределены
более равномерно по объему металла, что, по-
видимому, обусловлено структурным состоянием
металла ОШЗ сварного соединения сплава, а
именно, сравнительно равномерной и более дис-
персной структурой α′-мартенсита. Однако, нес-
мотря на более благоприятное изменение струк-
турно-фазового состояния металла ОШЗ сплава
2, включающее диспергирование и равномерность
структуры, формирование дисперсных выделений
по структурным границам, отсутствие резко гра-
диентного по структурно-фазовому состоянию
пластинчатого строения, наличие явной протя-
женности пластинчатых структур будет способ-
ствовать, хотя и в меньшей степени (по сравнению
с состоянием ОШЗ сплава 1), снижению показа-
телей пластичности и соответственно повышению
склонности к трещинообразованию сварного со-
единения.
Таким образом, для ОШЗ сварного соединения
опытного сплава 2 характерно формирование про-
тяженных пластинчатого типа фаз (α′-мартенсит
и β-фаза), имеющих, как и в сплаве 1, пластин-
чатую морфологию, но отличающихся, значитель-
но (примерно в 2…3 раза) размерами — шириной
пластинчатых структур, более дисперсной иголь-
чатой α′-мартенситной структурой и внутриплас-
тинчатой субструктурой, а также более равномер-
ным распределением дислокаций по всему объему
металла ОШЗ.
Наблюдаются отличия и в процессе форми-
рования силицидных интерметаллидных фаз: при
аналогичности (как и в случае сплава 1) стехи-
ометрического состава размеры фаз более мел-
кодисперсные, а их распределение равномерное
по всему объему с локализацией преимуществен-
но по границам субструктуры.
Дополнительно проведенные фрактографичес-
кие исследования изломов сварных соединений
опытных сплавов 1 и 2, выполненных ЭЛС, по-
казали, что для зоны разрушения (излома) свар-
ных соединений опытного сплава 1 характерны
области протяженного транскристаллитного хру-
пкого скола в направлении пластинчатых струк-
тур (рис. 7, а). В противоположность этому для
изломов сварных соединений опытного сплава 2
более характерно однородное квазихрупкое раз-
рушение внутризеренного типа (рис. 7, б) с дис-
Рис. 6. Микроструктура опытного сплава 2, ОШЗ: а, в — распределение фазовых выделений, отличающихся по морфологии
и размерами, ×50000; б, г — микродифракционные отражения с конкретных зон фазовых выделений
11/2012 13
персными фрагментами (dфр ~ 2…5 мкм), соот-
ветствующими по размерам субструктурным сос-
тавляющим в α′-мартенсите.
Существенное влияние на качество сварного
соединения оказывает распределение и локали-
зация внутренних напряжений в металле ЗТВ ис-
следуемых сплавов. Такого типа напряжения, свя-
занные с неравномерностью нагрева и структур-
но-фазовыми превращениями, приводят к резкому
снижению пластичности, а в ряде случаев и к
возникновению холодных трещин, что и наблю-
дается в условиях ЭЛС опытных жаропрочных
сплавов. Поэтому анализ роли различных струк-
турных факторов, провоцирующих, либо блоки-
рующих формирование внутренних напряжений
также представляет немаловажный практический
интерес.
Выполненный комплекс экспериментальных
исследований позволил провести аналитические
оценки конкретного (дифференцированного)
вклада различных структурно-фазовых факторов
и параметров, формирующихся в исследуемых,
во-первых, в изменение прочностных характерис-
тик σ0,2 и, во-вторых, выявить структурные фак-
торы, определяющие характер и распределение
внутренних напряжений τвн, которые являются
потенциальными источниками зарождения и рас-
пространения трещин в исследуемых структур-
ных микрообластях [8–12].
Аналитические оценки прочности σ0,2 выпол-
няли, согласно уравнению Арчарда, включающе-
му известные зависимости Холла–Петча, Орована
и др. [13–20]:
ΣΔσ0,2 = Δσ0 + Δσт.р + Δσз + Δσс + Δσд + Δσд.у,
где Δσ0 — сопротивление решетки металла дви-
жению свободных дислокаций (напряжение тре-
ния решетки или напряжение Пайерлса–Набарро);
Δσт.р — упрочнение твердого раствора легирую-
щими элементами и примесями (твердораствор-
ное упрочнение); Δσз, Δσс — упрочнение за счет
изменения величины зерна и субзерна (зависи-
мости Холла–Петча, зернограничное и субструк-
турное упрочнение); Δσд — дислокационное уп-
рочнение, обусловленное междислокационным
взаимодействием; Δσд.у — упрочнения за счет
дисперсных частиц по Оровану (дисперсионное
упрочнение).
В результате показано, что для металла ЗТВ свар-
ных соединений опытного сплава 1 наблюдается
резко градиентное (примерно в 1,8 раза) изменение
предела текучести (Δσ0,2 ~ 570…1010 МПа), зави-
сящее от структурно-фазового состояния пластин-
чатых структур. Резкое повышение Δσ0,2, харак-
терное для пластинчатых структур с высокой
плотностью дислокаций (ρ ~ (7…8)⋅1010 см–2)
и наиболее насыщенных фазовыми выделения-
ми, приводит к возрастанию дислокационного
(Δσд ~ 250 МПа) и дисперсионного (Δσд.у ~
~ 375…500 МПа) упрочнений (рис. 8, а, в).
В ОШЗ сплава 2 имеет место высокий уровень
и более равномерное распределение прочностных
характеристик (Δσ0,2 ~ 910…1040 МПа) в фор-
мирующихся мартенситных фазах пластинчатого
типа (рис. 8, б, в), что связано с их более мел-
кодисперсной структурой. При этом некоторое
повышение упрочнения обусловлено диспергиро-
ванием субструктуры (Δσс ~ 530 МПа), а срав-
нительно равномерное повышение общей дисло-
кационной плотности по объему металла при-
водит к упрочнению порядка Δσд ~ 360 МПа
(рис. 8, б).
Кроме того, при исследовании дислокацион-
ной структуры были определены внутренние нап-
Рис. 7. Микроструктуры поверхности разрушения титановых сплавов (×4020): а — хрупкий скол в пластинчатых структурах
с внутриобъемными фазовыми выделениями (сварное соединение опытного сплава 1); б — квазихрупкое разрушение в
мартенситной составляющей (сварное соединение опытного сплава 2)
14 11/2012
ряжения τвн в ЗТВ исследуемых соединений
[21, 22]
τвн = Gbhρ/[π(1 – ν)],
где G — модуль сдвига; b — вектор Бюргерса;
h — толщина фольги, равная 2⋅10–5 см; ν — коэф-
фициент Пуассона; ρ — плотность дислокаций.
В результате проведенных исследований по-
казано (рис. 9, а), что для металла ЗТВ сплава
1 наблюдается резко градиентное (примерно в 10
раз), направленное вдоль пластин, распределение
внутренних напряжений (от 10…100 до 750…860
МПа), что связано с изменением плотности дисло-
каций в пластинах различного типа — с низкой
(ρ ~ 109…1010 см–2) и высокой (ρ ~(7…8)⋅1010 см–2).
Однако наблюдаются области и с более высокой
локальной плотностью дислокаций (ρ ~ 2⋅1011 см–2),
где локальные внутренние напряжения τвн/л дости-
гают порядка 2000 МПа.
Для ЗТВ сплава 2 характерно сравнительно
равномерное распределение внутренних напряже-
ний (τвн ~ 860…970 МПа), что соответствует рав-
номерной плотности дислокаций (ρ ~ (8…9)⋅1010
см–2) по внутрипластинчатым структурам
(рис. 9, б).
Однако и в сварных соединениях сплава 1, и
в сварных соединениях сплава 2 (хотя и в меньшей
степени) сохраняется четкая зависимость направ-
ленности распределения внутренних напряжений
и пластинчатых структур, что может быть при-
чиной формирования и распространения трещин.
Выводы
1. В ходе комплексных исследований сварных со-
единений опытных титановых сплавов на различ-
ных структурных уровнях (зеренном, субзерен-
ном, дислокационном) установлено, что для ОШЗ
соединений сплавов 1 и 2 характерно формиро-
вание сходных по морфологии протяженных
Рис. 8. Вклад различных составляющих структурного упрочнения (зеренного, субзеренного, дислокационного, дисперсион-
ного) : а — сплав 1; б — сплав 2; в — расчетное значение предела текучести Σσ0,2
11/2012 15
структур пластинчатого типа α′- и β-фазовых сос-
тавляющих, однако существенно отличающихся
плотностью и распределением дислокаций, а так-
же интенсивностью процессов формирования фа-
зовых выделений силицидного и интерметаллид-
ного типа.
2. В ОШЗ сварного соединения псевдо-α-спла-
ва 1 наиболее активно фазообразование силици-
дов осуществляется в немногочисленных зернах
β-фазы и в небольшой части α′-пластин, для ко-
торых характерна высокая плотность дислокаций
и образование субструктры. В то время как боль-
шая часть α′-пластин характеризуются невысокой
плотностью дислокаций, равномерным их расп-
ределением и отсутствием силицидов и интерме-
таллидов в их объеме. Фазовые выделения наб-
людаются также в зернограничных прослойках и
вдоль границ между пластинами.
3. Присутствие в ОШЗ сплава 1 структурно-
фазовых образований, существенно отличающих-
ся по количеству и дисперсности силицидных фаз
и по плотности дислокаций, является основанием
для формирования резко градиентных прочност-
ных характеристик, а также внутренних напря-
жений в смежных пластинчатых структурах.
4. Для ОШЗ сварных соединений (α + β)-ти-
танового сплава мартенситного типа характерно
формирование более мелкодисперсных силицид-
ных и интерметаллидных фазовых выделений в
α′- и β-фазе, которые преимущественно равно-
мерно распределены в объеме металла ОШЗ, а
именно — вдоль субграниц и границ мелкодис-
персной мартенситной α′-фазы.
5. Аналитическими оценками дифференциро-
ванного вклада различных структурно-фазовых
факторов и параметров, формирующихся в свар-
ных соединениях исследуемых сплавов, в изме-
нение прочностных характеристик (σ0,2), показа-
но, что в ОШЗ сварных соединений сплава 1 про-
исходит значительное изменение предела текучес-
ти σ0,2 в смежных пластинчатых структурах —
от 570 МПа для пластинчатой α′-фазы с низкой
плотностью дислокаций до 1010 МПа для пластин
с высокой плотностью дислокаций и выделениями
силицидов. В ОШЗ сплава 2 имеет место более
высокий уровень и более равномерное распреде-
ление прочностных характеристик (σ0,2 изменя-
ется от 910 до 1040 МПа по всему объему металла
ОШЗ).
6. Оценки изменений внутренних напряжений
τвн в ОШЗ сварных соединений исследуемых
сплавов, выполненные на базе исследований дис-
локационных структур, показали, что для ОШЗ
сварного соединения сплава 1 распределение
внутренних напряжений крайне неоднородно и
направлено вдоль пластинчатых структур (τвн из-
меняется от 10…100 до 750…860 МПа в плас-
тинах с низкой и высокой плотностью дислока-
ций). В ОШЗ сварного соединения сплава 2 внут-
ренние напряжения распределены более равно-
мерно, однако, привязка направленности распре-
деления локальных внутренних напряжений и
пластинчатых структур может быть причиной
направленного распространения трещин.
7. Для устранения градиента по прочности и
внутренним напряжениям необходимо добиваться
формирования однородной равномерной диспер-
гированной структуры.
1. Ильин А. А., Колачев Б. А., Полькин И. С. Титановые
сплавы. Состав, структура, свойства: Справочник. — М.:
ВИЛС — МАТИ, 2009. — 520 с.
2. Солонин О. П., Глазунов С. Г. Жаропрочные титановые
сплавы. — М.: Металлургия, 1976. — 445 с.
3. Титановые сплавы в машиностроении / Б. Б. Чечулин,
С. С. Ушков, И. Н. Разуваева и др. — М.: Машинострое-
ние, 1977. — 246 с.
4. Методика утонения образцов разнородных сварных сое-
динений для электронномикроскопических исследова-
ний / Ю. Ф. Даровский, Л. И. Маркашова, Н. П. Абрамов
и др. // Автомат. сварка. — 1985. — № 12. — С. 60.
5. Грабин В. Ф. Основы металловедения и термической об-
работки сварных соединений из титановых сплавов. —
Киев: Наук. думка, 1975. — 262 с.
6. Сварные соединения титановых сплавов / В. Н. Моисеев,
Ф. Р. Куликов, Ю. Г. Кириллов и др. — М.: Металлур-
гия, 1979. — 248 с.
7. Металлургия и технология сварки титана и его сплавов /
С. М. Гуревич, В. Н. Замков, В. Е. Блащук и др. — Киев:
Наук. думка, 1986. — 240 с.
8. Влияние термических циклов сварки и внешнего нагру-
жения на структурно-фазовые изменения и свойства сое-
динений стали 17Х2М / Л. И. Маркашова, Г. М. Григо-
Рис. 9. Уровень локальных внутренних напряжений, форми-
рующихся в пластинчатых структурах ОШЗ сварных соеди-
нений: а — пластинчатые структуры, градиентные по
распределению плотности дислокаций и внутриобъемные фа-
зовые выделения (ФВ) (опытный сплав 1); б, в — мартенсит-
ные пластинчатые структуры (опытный сплав 2)
16 11/2012
ренко, В. Д. Позняков и др. // Автомат. сварка. — 2009.
— № 7. — С. 21–29.
9. Критерий оценки механических свойств соединений
разнородных материалов / Л. И. Маркашова, Г. М. Гри-
горенко, В.В. Арсенюк, Е. Н. Бердникова // Математи-
ческое моделирование и информационные технологии в
сварке и родственных процессах (16–20 сент. 2002 г.,
пос. Кацивели, Крым, Украина). — Киев: ИЭС им. Е.О.
Патона НАН Украины, 2002. — С. 107–113.
10. Структурный подход к оценке механических свойств в
ЗТВ соединений сталей и сплавов / Л. И. Маркашова,
Г. М. Григоренко, В. Д. Позняков и др. // Математичес-
кое моделирование и информационные технологии в
сварке и родственных процессах (13–17 сент. 2004 г.,
пос. Кацивели, Крым, Украина). — Киев: ИЭС им. Е. О.
Патона НАН Украины, 2004. — С. 174–179.
11. Структурные факторы, определяющие свойства проч-
ности, пластичности и разрушения сварных соединений
/ Л. И. Маркашова, Г. М. Григоренко, В. Д. Позняков и
др. // Математическое моделирование и информацион-
ные технологии в сварке и родственных процессах (27–
30 мая 2008 г., пос. Кацивели, Крым, Украина). — Киев:
ИЭС им. Е. О. Патона НАН Украины, 2009. — С. 87–94.
12. Структурный критерий оценки прочности, пластичнос-
ти, трещиностойкости металлов, сплавов, композицион-
ных материалов и их сварных соединений / Л. И. Марка-
шова, Г. М. Григоренко, В. Д. Позняков и др. // Зб. праць
IV Міжнар. конф. «Механіка руйнування матеріалів і
міцність конструкцій», черв. 2009 р., Львів. — Львів:
Фіз.-мех. ін-т ім. Г. В. Карпенка НАН України, 2009. —
С. 447–451.
13. Сузуки Х. О пределе текучести поликристаллических ме-
таллов и сплавов // Структура и механические свойства
металлов. — М.: Металлургия, 1967. — С. 255–260.
14. Эшби И. Ф. О напряжении Орована // Физика прочности
и пластичности. — М.: Металлургия, 1972. — С. 88–107.
15. Гольдштейн М. И., Литвинов В. С., Бронфин Б. М. Ме-
таллофизика высокопрочных сплавов. — М.: Металлур-
гия, 1986. — 307 с.
16. Конрад Г. Модель деформационного упрочнения для
объяснения влияния величины зерна на напряжение те-
чения металлов // Сверхмелкое зерно в металлах / Под
ред. Л. К. Гордиенко. — М.: Металлургия, 1973. —
С. 206–219.
17. Армстронг Р. В. Прочностные свойства металлов со
сверхмелким зерном // Там же. — С. 11–40.
18. Petch N. J. The cleavage strength of polycrystalline // J. Iron
and Steel Inst. — 1953. — 173. — P. 25–28.
19. Orowan E. Dislocation in metals. — New York: AIME,
1954. — 103 p.
20. Ashby M. F. Mechanisms of deformation and fracture // Adv.
Appl. Mech. — 1983. — 23. — P. 117–177.
21. Дислокационно-дисклинационные субструктуры и уп-
рочнения / Н. А. Конева, Д. В. Лычагин, Л. А. Теплякова,
Э. В. Козлов // Теоретическое и экспериментальное ис-
следование дисклинаций. — Л.: Изд-во ЛФТИ, 1986. —
С. 116–126.
22. Conrad H. Effect of grain size on the lower yield and flow
stress of iron and steel // Acta Metallurgica. — 1963. — 11.
— P. 75–77.
Studied are the structural-phase transformations in samples of EB welded joints of two test high-temperature pseudo α-
and α + β-multicomponent titanium alloys alloyed with silicon. Analytical assessments were performed of the specific
(differential) contribution of various types of structures and phases formed in the near-weld zone, to strength values, as
well as to variation of the magnitude and distribution of local internal stresses in the studied welding zones.
Поступила в редакцию 06.07.2012
A. Nedoseka. Fundamentals of evaluation and diagnostics of welded structures / Cam-
bridge International Sci. Publ. Ltd., 2012.— 642 p.
Книга представляет собой авторизованный перевод на английский
язык монографии: А. Я. Недосека Основы расчета и диагностики
сварных конструкций (Киев: Издательство «ИНДПРОМ», 2008. —
816 с.). В ней изложены основные проблемы, связанные с обес-
печением безопасности эксплуатации конструкций и сооружений,
возникающие при расчете их прочности, при испытаниях и в процессе
эксплуатации. Большое внимание уделено теории, методам и сред-
ствам диагностики и оценки состояния материала конструкций, его
остаточному ресурсу.
Изложены основные вопросы теории прогнозирования и принятия
решений при оценке состояния конструкций. Освещены современные
методы расчета и измерения температурных полей, напряжений и
деформаций, показаны способы борьбы с вредными последствиями
сварочных напряжений и деформаций, рассмотрены основы клас-
сической и квантовой механики разрушения. Предназначена для сту-
дентов, аспирантов и преподавателей машиностроительных спе-
циальностей вузов, а также для инженеров предприятий и орга-
низаций, занимающихся контролем и диагностикой конструкций.
НОВАЯ КНИГА
11/2012 17
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-101892 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| issn | 0005-111X |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-07T18:29:42Z |
| publishDate | 2012 |
| publisher | Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Маркашова, Л.И. Ахонин, С.В. Григоренко, Г.М. Кругленко, М.Г. Кушнарева, О.С. Петриченко, И.К. 2016-06-09T07:33:04Z 2016-06-09T07:33:04Z 2012 Структура и свойства сварных
 соединений титановых сплавов, легированных кремнием / Л.И. Маркашова, С.В. Ахонин, Г.М. Григоренко, М.Г. Кругленко, О.С. Кушнарева, И.К. Петриченко // Автоматическая сварка. — 2012. — № 11 (715). — С. 7-17. — Бібліогр.: 22 назв. — рос. 0005-111X https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/101892 621.791:669.295 Изучены структурно-фазовые превращения в образцах сварных соединений двух опытных жаропрочных псевдо-α-
 и α + β многокомпонентных титановых сплавов, легированных кремнием, полученных электронно-лучевой сваркой.
 Выполнены аналитические оценки конкретного (дифференцированного) вклада различного типа структур и фазовых
 образований, формирующихся в околошовной зоне, в показатели прочностных характеристик, а также в распределение
 локальных внутренних напряжений в исследуемых зонах сварки. Studied are the structural-phase transformations in samples of EB welded joints of two test high-temperature pseudo α- and α + β-multicomponent titanium alloys alloyed with silicon. Analytical assessments were performed of the specific
 (differential) contribution of various types of structures and phases formed in the near-weld zone, to strength values, as
 well as to variation of the magnitude and distribution of local internal stresses in the studied welding zones ru Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України Автоматическая сварка Научно-технический раздел Структура и свойства сварных соединений титановых сплавов, легированных кремнием Strucutre and properties of welded joints of titanium alloys, alloyed with silicon Article published earlier |
| spellingShingle | Структура и свойства сварных соединений титановых сплавов, легированных кремнием Маркашова, Л.И. Ахонин, С.В. Григоренко, Г.М. Кругленко, М.Г. Кушнарева, О.С. Петриченко, И.К. Научно-технический раздел |
| title | Структура и свойства сварных соединений титановых сплавов, легированных кремнием |
| title_alt | Strucutre and properties of welded joints of titanium alloys, alloyed with silicon |
| title_full | Структура и свойства сварных соединений титановых сплавов, легированных кремнием |
| title_fullStr | Структура и свойства сварных соединений титановых сплавов, легированных кремнием |
| title_full_unstemmed | Структура и свойства сварных соединений титановых сплавов, легированных кремнием |
| title_short | Структура и свойства сварных соединений титановых сплавов, легированных кремнием |
| title_sort | структура и свойства сварных соединений титановых сплавов, легированных кремнием |
| topic | Научно-технический раздел |
| topic_facet | Научно-технический раздел |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/101892 |
| work_keys_str_mv | AT markašovali strukturaisvoistvasvarnyhsoedineniititanovyhsplavovlegirovannyhkremniem AT ahoninsv strukturaisvoistvasvarnyhsoedineniititanovyhsplavovlegirovannyhkremniem AT grigorenkogm strukturaisvoistvasvarnyhsoedineniititanovyhsplavovlegirovannyhkremniem AT kruglenkomg strukturaisvoistvasvarnyhsoedineniititanovyhsplavovlegirovannyhkremniem AT kušnarevaos strukturaisvoistvasvarnyhsoedineniititanovyhsplavovlegirovannyhkremniem AT petričenkoik strukturaisvoistvasvarnyhsoedineniititanovyhsplavovlegirovannyhkremniem AT markašovali strucutreandpropertiesofweldedjointsoftitaniumalloysalloyedwithsilicon AT ahoninsv strucutreandpropertiesofweldedjointsoftitaniumalloysalloyedwithsilicon AT grigorenkogm strucutreandpropertiesofweldedjointsoftitaniumalloysalloyedwithsilicon AT kruglenkomg strucutreandpropertiesofweldedjointsoftitaniumalloysalloyedwithsilicon AT kušnarevaos strucutreandpropertiesofweldedjointsoftitaniumalloysalloyedwithsilicon AT petričenkoik strucutreandpropertiesofweldedjointsoftitaniumalloysalloyedwithsilicon |