УДК 621.79.1
УДК 621.79.1
Клинопрессовая сварка давлением разнородных металлов. ШоршоровМ. X., К о-
лесниченкоВ. А., Алехин В. П. М.: Металлургия, 1982. 112 с.
Изложены физико-химические основы процесса образования соединения в твер-
дой фазе, а также сущность клинопрессовой сварки давлением разнородных метал-
лов. Показаны особенности пластической деформации в зоне контакта свариваемых
металлов и объяснена ее роль в образовании твердофазного соединения. Определены
оптимальные значения основных технологических параметров процесса сварки, тре-
бования к стандартному оборудованию и приспособлениям. Даны рекомендации по
конструктивному оформлению сварных соединений и обобщен опыт внедрения в
промышленность технологии клинопрессовой сварки трубчатых переходников из
разнородных металлов, а также труб и полых цилиндров из композиционного мате-
риала алюминий — бор с законцовками из сплавов алюминия и титана.
Книга предназначена для металлургов, конструкторов и технологов, работающих
в машиностроении, авиастроении и других областях техники, а также для студентов
и аспирантов, специализирующихся в области твердофазных способов соединения.
Ил. 63. Табл. 6. Библиогр. список; 133 назв.
Шоршоров Минас Хачатурович
Колесниченко Виктор Алексеевич
Алехин Валентин Павлович
КЛИНОПРЕССОВАЯ СВАРКА ДАВЛЕНИЕМ
РАЗНОРОДНЫХ МЕТАЛЛОВ
Редактор издательствам.С. Архангельская
Художественный редактор А.И. Гофштейн
Технические редакторы М.И. Воскобойникова, А.С. Дьячкова
Корректоры Г.А. Виноградова, В.М. Гриднева
Обложка художника К. И. Милаева
ИБ 1935
Подписано в печать 19.03.82.	Т — 0.6623
Формат бумаги 60X90 1/16	Бумага офсетная № 2
Печать офсетная	Печ. л. 7,0 Кр.-отт. 7,25 Уч.-изд. л. 9,04
Тила .Ц'-йб	Заказ2053	Цена 45 к. Изд. №0263
Набрано в издательстве ’’Металлургия”
на композере ИБМ 82 оператором Л.В. Сизовой
Ордена Трудового Красного Знамени
издательство ’’Металлургия”, 119034, Москва, Г - 34,
2-й Обыденский пер., д. J4
Московская типография № 9 Союзполиграфпрома
при Государственном комитете СССР
по делам издательств, полиграфии и книжной торговли
г Москва, Волочаевская ул., д. 40
2704060000 - 088
ш------------------ч п _ 82
040(01) -82
о Издательство ’’Металлургия”, 1982
Оглавление
Предисловие......................................................... 4
Г л а в а I . Физико-химические основы процесса образования твердофазно-
го соединения....................................................... 5
1.	Развитие теоретических представлений о соединении материалов в
твердой фазе.................................................... 5
2.	Три стадии процесса образования твердофазного соединения..... 7
3	О роли температуры, времени взаимодействия и величины напряжений
в кинетике образования прочного сварного соединения.............14
Г л а в а II. Основные закономерности пластической деформации сваривае-
мых материалов при клинопрессовой сварке............................26
1.	Структурные и энергетические особенности кинетики микропластичес-
кой деформации в приповерхностных слоях материалов..............26
2.	Сущность способа клинопрессовой сварки и обоснование ее технологи-
ческой схемы....................................................36
3.	Влияние степени деформации пластичного материала, скорости прес-
сования и угла заточки клина на величину давления прессования .... 42
4.	Исследование пластической деформации в контактных приповерх-
ностных слоях более твердого материала..........................49
5.	Электронномикроскопические исследования микроструктурных осо-
бенностей пластической деформации в приконтактном слое более
твердого материала............................................  53
Г л а в а III. Влияние технологических параметров на прочность сварных
соединений при клинопрессовой сварке разнородных металлов 65
1.	Влияние температуры нагрева деталей..........................68
2.	Влияние величины угла заточки впрессовываемой детали........ 73
3.	Влияние скорости прессования, чистоты механической обработки и
подготовки деталей к сварке.....................................74
4.	Температурно-временная зависимость роста интерметаллидной про-
слойки..........................................................78
Глава IV. Клинопрессовая сварка биметаллических трубчатых переход-
ников ..........................................................    83
1.	Переходники из металлов, резко	различающихся по твердости....83
2.	Переходники из металлов, близких по твердости................92
ГлаваУ. Клинопрессовая сварка изделий из композиционного матери-
ала алюминий — бор..................................................95
Библиографический список...........................................108
ПРЕДИСЛОВИЕ
В Основных направлениях экономического и социального развития СССР
на 1981 — 1985 годы и на период до 1990 года одной из задач является
ускорение внедрения эффективных технологических процессов.
Клинопрессовая сварка является одной из разновидностей сварки
давлением. Она характеризуется весьма высоким уровнем касательных
контактных напряжений и локализацией пластической деформации в зоне
соединения, благодаря чему существенно облегчается активация соединя-
емых поверхностей и снижаются затраты энергии на образование прочного
соединения.
С помощью клинопрессовой сварки можно получать прочное соедине-
ние при нагреве свариваемых материалов до температур ниже темпера-
туры рекристаллизации более твердого материала. В этом отношении
способ клинопрессовой сварки имеет ряд неоспоримых преимуществ
перед сваркой трением, не говоря уже о диффузионной сварке и других
методах, требующих использование высоких температур.
Клинопрессовая сварка — отечественное изобретение. Ее применяют
при производстве трубчатых переходников из разнородных металлов
(сталь — алюминий, титан — алюминий и др.).
Клинопрессовая сварка сыграла большую роль в снижении массы
летательных аппаратов, особенно предназначенных для изучения косми-
ческого пространства.
В последнее время показано, что этим способом можно соединять
также и сталь со сплавами титана и меди, боралюминиевые композицион-
ные материалы с алюминиевыми и титановыми сплавами и т.д.
В книге с позиций развиваемой авторами теории твердофазного соеди-
нения рассмотрены физические процессы, протекающие при клинопрес-
совой сварке, изложены основы ее технологии и даны рекомендации по
конструктивному оформлению сварных соединений и режимам сварки
ряда разнородных пар металлических материалов.
Авторы признательны канд. техн, наук А.С. Камышкову и инженерам
А.Б. Карану, Э.А. Максимовой и В.А. Лукину за большой творческий
вклад в разработку процесса клинопрессовой сварки и его внедрение в
промышленность.
Авторы надеются, что книга будет полезной для металлургов, конст-
рукторов и технологов, работающих над процессами соединения разно-
родных материалов в твердом состоянии и использованием их в технике, а
также для студентов и аспирантов, специализирующихся в этой области.
Г л а в a I
ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ПРОЦЕССА
ОБРАЗОВАНИЯ ТВЕРДОФАЗНОГО СОЕДИНЕНИЯ
Согласно современным представлениям, физико-хиь гаеские основы
процесса образования соединения и элементарные акты взаимодействия на
границе раздела свариваемых материалов являются общими для всех
видов твердофазной сварки (ультразвуковая, холодная, прессовая,
диффузионная, трением, взрывом, клинопрессовая и др.)- Различие в
образовании сварного соединения при этих способах сварки состоит не*в
физике процесса, а лишь в кинетике его протекания (различная скорость
и длительность протекания стадшГобразования физического контакта,
активационной и релаксационной стадий). Исходя из этого, представляет
интерес кратко рассмотреть развитие теоретических представлений о
соединении материалов в твердой фазе вообще (независимо от конкрет-
ного способа твердофазной сварки), критически проанализировать состо-
яние вопроса и сформулировать основные существующие на сегодняшний
день представления о физической сущности процесса твердофазного
взаимодействия.
1.	Развитие теоретических представлений
о соединении материалов в твердой фазе
Для объяснения сущности процесса сварки материалов в твердом состоя-
нии предложен ряд гипотез.
Пленочная гипотеза, высказанная С.Б. Айнбиндером [ 1] и Уейтхедом
(2], основана на предположении, что для образования соединения необхо-
димым и достаточным является сближение чистых (ювенильцых) поверх-
ностей соединяемых металлов на расстояние межатомного взаимодейст-
вия. Соединение же образуется в результате схватывания, представляюще-
го собой бездиффузионный процесс объединения кристаллических реше-
ток совместно деформированных металлов. Согласно данной гипотезе,
процесс сварки представляется следующим образом. При сближении
контактных поверхностей вначале увеличивается площадь контактирова-
ния из-за смятия микровыступов, затем растрескиваются и выносятся к '
периферии окисные пленки, наконец, ювенильные поверхности сближают-
ся и образуется соединение [1]. Свариваемость определяется соотношени-
ем твердостей соединяемых металлов и покрывающих их окисных
пленок.
Практика сварки дает много примеров соединения в твердой фазе
однородных и разнородных металлов, металлов с полупроводниками,
металлов с керамическими материалами. Анализ примеров сварки метал-
лов в последнем случае позволяет предполагать, что окисные пленки в
принципе не препятствуют образованию соединения, так как керамичес-
кие материалы в основном состоят из окислов.Фактически соединение в
этому случае происходит между металлом и окислом. Говорить об юве-
нильных поверхностях на керамике в обычном понимании не имеет смыс-
ла. Не требуют этого и термодинамические расчеты. Кроме того, пленоч-
5
ная гипотеза, основываясь на неправильном представлении о самопроиз-
вольном объединении чистых металлических поверхностей при физичес-
ком контакте, не в состоянии объяснить такие явления, как улучшение
схватывания металлов при сварке деталей, имеющих предварительный
наклеп [3], влияние легирующих элементов и др.
Предложенная Парксом [ 4] рекристаллизационная гипотеза схватыва-
ния основана на предположении, что механизм объединения зерен контак-
тирующих поверхностей металла, кристаллическая решетка которых иска-
жена, заключается в прохождении процесса собирательной рекристаллиза-
ции с образованием новых, общих для соединяемых поверхностей крис-
таллов. При сварке одноименных материалов это необходимо для обеспе-
чения высокой ударной вязкости. При соединении разноименных матери-
алов собирательная рекристаллизация не требуется.
Согласно диффузионной гипотезе, развиваемой Н.Ф. Казаковым [ 5]
соединения образуются в результате взаимной диффузии атомов соединя-
емых поверхностей. Н.Ф. Казаков объясняет получение прочного соеди-
нения возникновением нормальных металлических связей в результате
локальной пластической деформации при повышенной температуре,
сближения контактных поверхностей, максимального увеличения площа-
ди контакта и взаимной диффузии атомов соединяемых металлов.
Б.Я. Пинес [ 6] и Я.Е. "егузин [ 7]. рассматриоающие теорию спекания,
! читают соединение мета] лов при температурах, при которых диффузия
в объеме практически отсутствует, следствием поверхностной диффузии
или интенсивного локального разогрева в тонком поверхностном слое в
результате процесса пластической деформации. Причиной такого разогре-
ва является работа, соверша. мая в областях сдвига, эквивалентная по
величине теплоте плавления. Способность к соединению взаимно нераст-
воримых металлов, наблюдаемся на практике [ 8], с позиции диффузион-
ной гипотезы объясняется возможностью взаимной диффузии в некото-
ром, очень тонком слое у тех металлов, которые считаются взаимно не-
растворимыми. Однако существуют примеры, когда схватывание принци-
пиально возможно без протекания диффузионных процессов (см. раздел
3 гл. I ). В других случаях при сварке материалов, образующих хрупкие
промежуточные фазы, диффузию необходимо специально ограничивать.
А.П. Семенов [ 3] предложил энергетическую гипотезу схватывания,
согласно которой сближение чистых металлических поверхностей с раз-
лично ориентированными кристаллами на расстояние межатомного взаи-
модействия является необходимым, но еще не достаточным условием
образования сварного соединения. Для образования металлических свя-
зей энергия атомов, хотя бы одной из соединяемых поверхностей, должна
превышать определенный уровень, характерный для данного материа-
ла — энергетический порог схватывания.
В энергетической гипотезе, по существу, верно предполагается необхо-
димость затраты энергии на образование соединения. Но она не дает кине-
тических решений, без которых невозможна разработка требуемого
технологического процесса.
6
Б.И. Костецкий и И.П. Ивженко [9] предложили вакансионную модель
процесса сварки металлов в твердом состоянии, согласно которой в зоне
контакта поверхностные массы перемещаются на глубину нескольких
гысяч нанометров. Сущность этого процесса состоит в перемещении точеч-
ных дефектов (вакансий) во время пластической деформации контакт-
ных поверхностей. По мнению авторов, для соединения металлов необхо-
димо протекание ряда последовательных процессов: сближения поверх-
ностей на расстояние межатомного взаимодействия, увеличения плотности
точечных дефектов (вакансий и дислоцированных атомов) в поле кон-
такта иг наконец, массопереноса при перемещении точечных дефектов.
Сближению поверхностей соединяемых металлов способствует пластичес-
кая деформация, в результате нее создается определенная концентрация
вакансий, замещение которых достаточно для образования прочного
соединения. Расчет концентрации вакансий предлагается проводить по
формуле Зейтца и Мотта: С =1(Г4 е , где е — степень пластической дефор-
мации.
Таким образом, рассмотренные гипотезы можно подразделить на две
основные группы. К одной группе относятся гипотезы (пленочная, ре-
кристаллизационная, энергетическая), по которым соединения образу-
ются в результате межатомных сил взаимоде* твия Гипотезы другой
। руппы (диффузионная,*" ва.с । .. о ъяс«яют образование проч-
ного соединения металлов диффузией. Однако изложенные гипотезы
освещают лишь отдельные стороны процесса схватывания металлов, но
не дают ему исчерпывающего объяснения. Кроме того, они не отвечают
на вопрос о количественной зависимости прочности сварного соединения
от параметров процесса и физико-химических и механических свойств
соединяемых металлов.
2.	Три стадии процесса образования
твердофазного соединения
Поверхности твердых тел в атмосферных условиях, как правило, инерт-
ны, так как валентности их атомов насыщены связями с атомами окру-
жающей среды Классическим примером насыщения является процесс
окисления веществ в атмосфере. На окисленной поверхности твердого
тела могут идти процессы типа физической адсорбции, обусловленные
силами притяжения или ван-дер-ваальсовыми силами. Для осуществле-
ния хемосорбции (химической адсорбции) на реальной поверхности тре-
буется затрата энергии на активацию этой поверхности [ 10]. Этот процесс
можно иллюстрировать схемой изменения потенциальной энергии при фи-
зической адсорбции и хемосорбции (рис. 1). Из сопоставления приведен-
ных кривых можно видеть, что теплота хемосорбции больше теплоты физи-
ческой адсорбции, при которой молекула приближается к поверхности на
менее близкое расстояние, чем при физической адсорбции. По мере того
как молекула приближается к поверхности, она испытывает вначале
влияние физических (ван-дер-ваальсовых) сил притяжения, которые
действуют на больших расстояниях, чем силы химической связи. Таким
образом, энергия молекулы изменяется по кривой f. Возможность хемо-
7
Рис. 1. Характер изменения потенци-
альной энергии атома (F) при физи-
ческой адсорбции (f) и хемосорбции
(с) в зависимости от расстояния от
атома до поверхности твердого тела
(Г)
сорбции молекулы и дальнейшего изменения ее энергии по кривой с опре-
деляется способностью молекулы достичь точки р, в которой возможен
переход. Для этого энергия молекулы должна быть больше, чем Д Е. В
приобретении молекулой или атомом этой энергии и заключается акт
активации. Физически этот акт можно объяснить процессом разрыва
насыщенных связей на поверхности адсорбирующего тела, который
приводит к появлению неспаренных электронов (радикалов), способных
участвовать в химическом взаимодействии. Этот процесс характерен и
для сварки в твердой фазе, когда четко проявляются указанные стадии
развития физического контакта (физической адсорбции) и химического
взаимодействия (хемосорбции).
Основываясь на развитии общей теории несовершенств кристалличес-
кой решетки и кинетики химических реакций, М.Х. Шоршоров и Ю.Л. Кра-
сулин [11 — 17] выдвинули гипотезу, согласно которой явление схваты-
вания металлов рассматривается как частный случай твердофазных топо-
химических реакций, для которых характерна трехстадийность процесса
образования прочных связей между атомами соединяемых материалов:
1)	образование физического контакта;
2)	активация контактных поверхностей;
3)	развитие объемного взаимодействия.
В течение первой стадии процесса соединяемые материалы сближаются
на расстояние, соответствующее расстоянию при физическом взаимодейст-
вии, обусловленном ван-дер-ваальсовыми силами, или на расстояние, при
котором возникает слабое химическое взаимодействие. Второй случай на-
I блюдается,когда сближение материалов зависит от пластической деформа-
/ ции одного из них. При этом активируется контактная поверхность плас-
п тически деформированного материала из-за выхода дислокаций [13], что
к создает условия для возникновенияв контакте слабых химических связей.
М При сварке резко отличных по свойствам материалов, как правило, пер-
вая стадия заканчивается слабым химическим взаимодействием [ 13]. Рас-
четы кинетики стадии образования физического контакта разработаны
для процесса сварки с низкоинтенсивным силовым взаимодействием
J типа термокомпрессионной и диффузионной, для которых эта стадия
достаточно продолжительна. Эти расчеты основаны на анализе смятия
микровыступов на поверхностях соединяемых материалов в результате
ползучести, При этом учтена степень чистоты механической обработки
8
поверхностей и изменения истинного напряжения по мере деформации
микровыступов [ П — 13].
В течение второй стадии начинается образование прочного соединения
Решающую роль на этой стадии играют квантовые процессы электронного
взаимодействия Согласно работе [13], вторая стадия процесса обуслов-
лена задерж ой развития упруго-пластической деформации более твердо-
го из соединяемых материалов, например полупроводника, при сварке
полупроводников с металлами. Она заканчивается образованием на кон-
тактной поверхности твердого материала активных центров (в частности,
дислокаций), которые, во-первых, разрывают насыщенные химические
связи, подготавливая поверхность для твердофазного взаимодействия, во-
вторых, имеют поля упругих искажений решетки, которые обусловливают
локальное искажение энергетических зон и более легкий разрыв связей в
этих областях.
Длительность второй стадии определяется запаздыванием образования
активных центров на контактной поверхности более твердого материала.
При сварке однородных или близких по свойствам материалов, когда
контактные поверхности сближаются в условиях пластической деформа-
ции обоих материалов, активация контактных поверхностей происходит
одновременно и фактически после первой стадии наступает третья [15,
18]. Это также возможно при таких способах сварки, которые обеспечи-
вают возникновение по всей площади контакта соединяемых материалов
больших касательных напряжений
Кинетика образования активных центров зависит от температуры,
уровня контактных напряжений и некоторых специфических условий
образования и движения дислокаций в поверхностных слоях кристалла.
Более подробно эти закономерности пластической деформации припо-
верхностных слоев твердого тела в условиях твердофазной сварки и
’’мягкого укола” (нагружение повер’ ности при низких температурах,
когда схватывание отсутствует) были рассмотрены В.П. Алехиным в
работах [ 19 — 21].
На третьей стадии процесса развивается объемное взаимодействие
соединяемых материалов в плоскости контакта и в объеме зоны кон-
такта. Согласно исследованиям Ю.Л. Красулина- [13], это взаимодейст-
вие начинается на активных центрах, представляющих собой поля упру-
гих искажений, в частности дислокации, и протекает путем роста и слия-
ния очагов взаимодействия по всей контактной поверхности. Затем
происходит релаксация напряжений, гетеродиффузия, образование проме-
жуточных фаз, рекристаллизация и т.д.
В связи с тем что процессы, приводящие к соединению материалов,
развиваются при сварке давлением не одновременно на всей контактной
поверхности и имеют разные истинные значения энергии активации,
длительность сварки оценивают по длительности каждой стадии. Время
развития взаимодействия по стадиям приближенно описывается следую-
щими выражениями.
9
Первая стадия (развитие физического контакта):
*ф=е[ес(-1/е> ] m f
(I I)
вторая стадия (активация контактных поверхностей, т.е. образование
активных центров, на которых устанавливаются прочные химические
связи):
Га = V1 h LA'o/(No -MO)] exp [ (Ea -01 kT;	(I. 2)
третья стадия (объемное взаимодействие) — длительность роста очагов
взаимодействия до их слияния и релаксации напряжений
/р =----------------:----
fl- De,l - cos(jrx/2r ) J
В этих формулах:
с — коэффициент, учитывающий форму микронеровностей (с -0,3 -г
-5- 0,7); е - относительная деформация (е =а /й тах), где а — величина
ехр (и/ Л7).
(I- 3)
сближения поверхностей; йтах — максимальная высота микровыступов;
т— коэффициент, соответствующий показателю степени при напряжении
в уравнении Виртмана для ползучести (т=3 -г 5); ё - скорость пластичес-
кой деформации в момент достижения физического контакта; No — об-
щее число атомов на контактных поверхностях; N(t) — число атомов
контактных поверхностей, вступивших в прочную химическую связь ко
времени Г; при расчете длительности активации га отношение N(t)/N0
обычно принимают равным 0,9; v — частота собственных колебаний ато-
мов контактных поверхностей; Еа - энергия активации процесса образо-
вания прочных химических связей между атомами соединяемых поверх-
ностей при отсутствии сил контактного трения, т.е. вследствие только
термического воздействия; (сот )— величина, на которую снижается эф-
фективная энергия активации£"эф =Еа — сот в результате сил контактного
трения, где т — касательные напряжения, вызванные смещением контакт-
ных поверхностей при совместной упруго-пластической деформации
соединяемых материалов; со — структурно чувствительный параметр,
характеризующий перенапряжение на межатомных связях в местах упру-
гих искажений; к - константа Больцмана; Т - абсолютная температура
процесса; и — энергия активации релаксации напряжений; /3 — коэффи-
циент (для полупроводников 0 =4); г — расстояние, на котором разви-
вается процесс объемного взаимодействия в плоскости контакта до
момента слияния очагов; х - радиус начального очага (зародыша) вза-
имодействия (для полупроводника х Ю-4 см’ Для металлов х
< 10~* см); Do — предэкспоненциальный множитель в уравнении диф-
фузии.
Процесс имеет термофлуктуационную природу на всех трех стадиях.
Переход межатомного взаимодействия от дисперсионных сил к образо-
ванию химических связей рассматривается с позиций теории активиро-
ванного комплекса. Активные центры взаимодействия представляют со-
бой поля упругих искажений, возникающих в частных случаях в мес-
тах выхода в зону контакта дислокаций, их скоплений, пачек скольжения
10
или в окрестности деформационных микровыступов. В пределах актив-
ных центров происходит разрыв и трансляция валентных связей между
атомами соединяемых веществ
Необходимым условием образования прочного соединения является
слияние очагов взаимодействия на всей контактной поверхности. Но оно
может оказаться недостаточным, если к моменту полного слияния очагов
взаимодействия не успеет пройти релаксация напряжений до требуемого
уровня. Поэтому в каждом отдельном случае необходимо решать, на ка-
ком этапе стадии объемного взаимодействия следует заканчивать процесс.
При соединении однородных веществ таким этапом может быть рекрис-
таллизация с образованием общих зерен в зоне контакта, при соединении
разнородных веществ — полная оелаксация напряжений или ограниченное
*—-----------------------------.....
развитие гетеродиффузии, если	к эст п чности соеди-
нения	‘
В случае соединения веществ с резко различной энергией связи атомов
процесс образования прочного соединения лимитируется длительностью
активации контактной поверхности со стороны более прочного и твердого
материала.
Уравнение (I . 2) выведено на основе соотношений, полученных из тео-
рии абсолютных скоростей химических реакций первого порядка при
условии, что энтропийный член, учитывающий изменение колебательной
и конфигурационной энтропии активации, равен 1. Это допустимо для
материалов с кристаллической решеткой типа шаровых упаковок с высо-
ким координационным числом z, в первую очередь г.ц.к. и г.п.у. (z =12),
для которых энтропия мала. При этом предполагается, что параметр
г должен учитывать не только особенности динамики решетки в поверх-
ностных слоях твердых тел, но и влияние искажений решетки в поле
активных центров.
Если допустить, что все No атомов поверхности быстро приходят в фи-
зический контакт, например, за счет более мягкого из соединяемых мате-
риалов, а слияние очагов взаимодействия и релаксации напряжений су-
щественно не лимитирует процесс в целом, то из уравнения (I , 2) легко
получить приближенное выражение для кинетики роста прочности соеди-
нения:
=АГ(,)/А'Ь = 1 - ехр г? ехр [ - (£а иэг/Л7]|,	(1.4)
где O(f) — прочность соединения к моменту времени t; От— максималь-
ная прочность соединения.
Использование соотношения (I . 4) для анализа роста прочности соеди-
нения в работе [ 17] показало, что при высокотемпературных способах
с малыми силовыми взаимодействиями и ограниченными деформациями
(диффузионная сварка, пайка, плазменное напыление) вклад параметра
сот в эффективную энергию активации незначителен, а сама энергия акти-
вации обычно составляет величину, близкую к половине энергии субли-
мации более твердого из соединяемых веществ.	'
Для процессов с интенсивными силовыми взаимодействиями (холод-
ная, клинопрессовая и термокомпрессионная сварка, динамическая сварХ
11
ка давлением или горячее прессование композиционных материалов и
пористых тел, прокатка биметаллов, сварка прокаткой, трением, воло-
чением, экструзией, взрывом, магнитно-импульсная сварка, детонацион-
но-газовое напыление и т.д.) учет параь;этров необходим, так как вклад
касательныл контактных напряжений весьма существен и приводит к
значительному снижению величины эффективной энергии активации про-
цесса соединения.
Следует оговорить, что деление процесса образования соединения на
три стадии строго оправдано только для микроскопических участков
контакта. Если рассматривать макроскопическую картину процесса, то
часто могут встречаться случаи, когда вследствие медленного растекания
одного из соединяемых материалов по поверхности другого в первых по
времени образования участках контакта вторая стадия уже заканчивается,
а в последних — только еще будет протекать первая стадия. Поэтому в за-
висимости от соотношения длительности стадий в ряде случаев общую
продолжительность процесса образования соединения нельзя представить
в виде алгебраической суммы длительностей этих стадий без учета кине-
тики микроскопической картины растекания материала по всей площади
соединения.
Наиболее общий подход к оценке длительности процесса образования
прочного соединения, учитывающий взаимное влияние всех трех стадий
взаимодействия, разработан М.Х. Шоршоровым и С.С. Дрюниным [ 16].
Он основан на развитии теории топохимических реакций с позиций обще-
принятой теории зародышеобразования и роста. В частности, для случая
твердофазной топохимической реакции с фиксированным числом зароды-
шей очагов взаимодействия (активных центров) было получено выраже-
ние для активационного анализа экспериментальных данных по кинетике
роста прочности соединения
о«) 1°т = 1 - exp ( — Ktn) ,	(1.5)
где п — показатель степени, характеризующий порядок топохимической
реакции;
К = К^ехр( —пЕ / кТ),	(1.6)
где Е — эффективная энергия активации процесса, контролирующего
образование прочного соединения; Kq = г0КфК3Кр, т.е. константа ско-
рости роста прочности соединения равна произведению числа зародышей
очагов взаимодействия Zq и констант скоростей образования физического
контакта Кф, активации контактных поверхностей К3, т.е. зарождения
очаго! с прочной связью, и объемного взаимодействия Кр, т.е. роста оча-
гов взаимодействия до слияния. В формуле (I . 6) Kq представляет собой
частотный фактор подобно Dq в уравнении диффузии.
Уравнение (I. 5) учитывает и термический,и механический каналы ак-
тивации процесса образования прочного соединения, поскольку константы
скоростей отдельных стадий процесса зависят от температурно-деформа-
ционных условий процесса. Оно позволяет также оценить порядок реак-
ции. Нетрудно убедиться, что выражение (I. 4) является частным случаем
уравнения (I. 5) при Ко = v и п =1.
12
Анализ экспериментальных данных с помощью формулы (I. 5) пока-
>1 тает, что кинетика роста прочности соединения обычно имеет несколько
. |цдии (2 — 3) даже в тех случаях, когда внешне кривые роста прочности
шплядят гладкими, и поэтому не может быть описана уравнением хими-
9 ской кинетики первого порядка [ 16].
Из рассмотрения указанных выше формул следует, что длительность
и<| сх стадий зависит от величины напряжения в поле контакта. На первой
। пщии это проявляется через скорость пластической деформации, на вто-
|н>и через величину касательных напряжений, на третьей — через влияние
формаций на диффузионные процессы.
При сварке разнородных металлов с резко различной сопротивляе-
мостью пластической деформации физический контакт образуется за счет
более пластичного материала, обладающего в данных условиях более
высокой скоростью ползучести. Второй материал при этом начинает испы-
 ынать силовое воздействие с некоторым запозданием, и процессы, приво-
дя ндие к активности его поверхности, идут более медленно. Но эти процес-
। ы, по существу, — та же ползучесть, с тем же движением и выходом дис-
локаций и вакансий на его поверхность. Сопоставление кинетики измене-
ния прочности соединения при сварке давлением материалов, имеющих
резко различную сопротивляемость пластической деформации, с кривыми
ползучести мягкого и более твердого материала, показывает, что проч-
ность соединении быстро растет на этапах неустановившейся и ускоренной
ползучести твердого материала, в течение которых гарантируется избыточ-
ное количество дефектов. На этапе установившейся ползучести выход де-
фектов на поверхность контакта более твердого материала ограничен,
поэтому развитие реакции и рост прочности замедляются. Дальнейшее
увеличение времени процесса приводит к развитию гетеродиффу’ии, ко-
торая может упрочнять соединение-,"ёслГйри этом благоприятно.меняется
химичесюшсостав_матециалов в зоне соединения, или разул очнять вслед-
ствие об	Jig и > . ений.
Разработка единого механизма образования соединения при сварке
металлов в твердом, состоянии и вывод расчетных формул требуемой
длительности процесса открывают новые возможности в создании наибо-
лее < птимальных технологических схем сварки металлов и регулирования
параметров с учетом физико-химических и механических свойств соединя-
емых металлов.
Однако все приведенные выше уравнения лишь приближенно i вписыва-
ют стадии образования твердофазного соединения71ГОбКОЛЬку”все парамет-
ры в этих уравнениях относятся к объемной пластической деформации
кристаллов, в то время как в реальных условиях сварки деформируются
лишь припеве, уместные слои‘материала", которые обладают некоторыми
специфическими особенностями тастического течения. Эти особенности
аномального пластического течения отмечены многими исследователями.
Однако количественные закономерности этого явления в настоящее вре-
мя изучены недостаточно. Знание структурных и энергетических законо-
мерностей пластической деформации приповерхностных слоев материала
позволит разработать эффективные меры управления процессом твердо-
13
фазной сварки. Исследование процесса деформации поверхностных слоев
твердых тел, кроме прикладного, имеет и самостоятельное значение для
развития физической теории прочности и пластичности, в частности, тео-
рии начальных стадий деформационного упрочнения и выяснения роли по-
верхности в общем процессе макропластической деформации материалов,
а также для дальнейшего изучения физической природы хрупкого разру-
шения.
3.	О роли температуры, времени взаимодействия
и величины напряжений в кинетике образования
прочного сварного соединения
Как было сказано выше, дислокации могут играть роль активных центров
взаимодействия. Однако это лишь частйый случай развития процесса твер-
дофазного взаимодействия. Так, например, в последние годы получены
экспериментальные данные [ 22 — 24], свидетельствующие о принципиаль-
ной возможности образования твердофазного соединения без пластичес-
кой деформации более твердого из соединяемых материалов. При этом,
хотя основные элементы теории [ 11 — 14] при анализе упомянутых экспе-
риментальных данных не изменились (в частности, остался прежним ос-
новной элемент теории — положение о трехстадийности кинетического
процесса сварки), однако было показано, что реализация 2 й стадии акти-
вации с помощью дислокаций является частным случаем в кинетике обра-
зования прочного соединения В более общем случае активация контакт-
ных поверхностей соединяемых материалов может осуществляться в ре-
зультате любого термоактивируемого процесса разрыва насыщенных хи-
мических связей.
Такая мысль была высказана авторами на основании полученных экс-
периментальных результатов по сварке алюминия с монокристаллическим
кремнием. При этом электронномикроскопические и другие методы ана-
лиза зоны контактного взаимодействия не выявили дислокаций в крем-
нии после осуществления процесса ультразвуковой термокомпрессии и
образования соединения между указанными материалами. Взаимодейст-
вие возникло на участках поверхности кристалла кремния в местах упру-
гих искажений, которые после удаления алюминия в соляной кислоте без
проведения селективного травления выявились в виде плоских треуголь-
ных фигур.
С увеличением температуры или длительности последующего отжига
плотность и размеры фигур травления существенно возрастали до полного
слияния в крупные видимые уже визуально очаги взаимодействия тре-
угольной на плоскости (111) и более сложной формы. Электронная
микроскопия после таких операций выявила все те же плоскодонные
фигуры травления, материал которых был вытравлен. Аналогичные ре-
зультаты были получены также после напыления алюминия на поверх-
ность кремния и последующего отжига. При этом непосредственно после
напыления, а также после отжига дислокаций в кремнии также не было
обнаружено.
14
о принципиальной возможности образования соедшения в твердой
фи I' без образования дислокаций в приповерхностных слоях более твер-
дит материала могут свидетельствовать также экспериментальные дан-
ные по эпитаксии [ 25], диффузии [ 26], напылению металла на полупро-
водник и последующему отжигу [ 27] и др. В этом случае на поверхности
шшупроводника также образуются плоские фигуры травления, которые
। ьидстельствуют об образовании твердофазной диффузионной зоны взаи-
модействия.
В работах [ 22 — 24] рассмотрены особенности активации контактных
нонсрхностей раздела при соединении весьма ’’полярных” по своим меха-
ническим свойствам материалов, т.е. очень пластичного металла алюминия
и очень хрупкого, практически трудно деформируемого (особенно ниже
порога пластичности) полупроводникового кристалла кремния. В связи
гим возникает вопрос, применимы ли соображения, высказанные для
пиры полупроводник — металл, к условиям твердофазной сварки разно-
родных металлов, которые обладают значительно меньшим различием
м< ханических свойств (модуля упругости, предела текучести, твердости
и др.).
Выяснению этого вопроса были посвящены исследования [28 — 31].
1ик, например, в работах [28, 29] на примере клинопрессовой сварки
нержавеющей стали 12Х18Н9Т со сплавами АД1 и АМгЗ была показана
довольно резкая температурная зависимость кинетики образования проч-
1Ю1 о сварного соединения. При этом интенсивная пластическая деформа-
ция более твердого материала (в данном случае стали 12Х18Н9Т) не
помогла сместить температурный сдвиг схватывания в область более
низких температур.
Это позволило сделать заключение о том, что наличие дислокаций HaF*
контактной поверхности более твердого материала еще не является до-
статочным условием для образования прочного соединения.
На рис. 2 видно, что плотность дислокаций на контактной границе
раздела более твердого из двух свариваемых материалов (стали
12Х18Н9Т) при низкой температуре запрессовки (сварки) стального
клина в алюминиевую заготовку может быть значительно выше (рис. 2,
н), чем при более высоких температурах (рис. 2, а, б). Это объясняется
гем обстоятельством, что величина напряжений контактного трения на
границе раздела свариваемых материалов являются функцией пределов
текучести соединяемых материалов, которые резко уменьшаются (осо-
бенно в случае алюминиевых сплавов) с повышением температуры запрес-
совки. Это приводит соответственно к уменьшению степени пластической
деформации приповерхностных слоев данных материалов. Однако при
температуре запрессовки 373 К схватывание полностью отсутствует и
прочного соединения не образуется, тогда как при 573 и 623 К, несмотря
на более низкую плотность дислокаций на контактной границе раздела
(рис. 2, а, б), получается прочное сварное соединение, и при механических
испытаниях зона разрушения проходит не по границе раздела, а по алюми-
ниевой заготовке.
15
Рис. 2. Дислокационная структура на
контактной поверхности стали 12Х18Н9Т
при твердофазном соединении ее спосо-
бом клинопрессовой сварки с алюмини-
ем АД1 при температурах запрессовки,
К:
а - 573; б - 623; в - 373.
Х28000 (в) ; Х20000 (б, в)
Аналогичные результаты были получены в работах [ 30, 31]*. Электро-
литически отполированные образцы монокристаллического молибдена на-
гружали при комнатной температуре и при 373 К через алюминиевую про-
волочку до конца участка активной деформации алюминия и выдержали
под нагрузкой в течение 3600 с. Величину прикладываемой удельной на-
грузки доводили до 500 МПа. При этом металлографические и электрон-
номикроскопические (рис. 3, б) исследования показали в отдельных
местах высокую плотность дислокаций, которая по порядку величины
приближалась к плотности дислокаций в контактах, сваренных при 573 К
и имеющих высокую прочность (рис. 3, а). Кроме того, при комнатной
температуре специально нагружали образцы молибдена с еще большими
удельными нагрузками (р > 500 МПа), которые обеспечивали плотность
дислокаций в контакте еще выше, чем при оптимальных высокотемпера-
турных (Т > 573 К) режимах сварки. Однако прочность сварных соеди-
нений вновь была практически равна нулю.
*Молчанов Б.А. Канд. дне. М., 1974.
16
Далее одну партию образцов после низкотемпературного нагружения
(/  293 К; р = 180 МПа) подвергали изотермическому отжигу при Т =
523, 548, 573, 648, 623 К в течение 3600 с. Результаты экспериментов
приведены на рис. 4. Как видно из рис. 4, а, прочность сварного соеди-
нения на срез имеет очень малую величину (тср =0,2 МПа при 523 К) и
pncicT до тср =6,6 МПа с увеличением температуры отжига до 623 К. Рост
прочности сварного соединения от 1,2 до 5,6 МПа наблюдается и с увели-
чением времени отжига при 573 К от 500 до 3600 с (рис. 4, б). Отжиг в
обоих случаях проводили без приложения давления. Контрольные опыты
После отжига практически не вызвали повышения плотности дислокаций
но сравнению с исходной.	Л
Таким образом, опыты на паре молибден — алюминий подтвердили!
определяющую роль в процессе активации температуры по сравнениюН
и нлстической деформацией. Следует иметь в виду некоторую условность ,
рц (деления источников активации, поскольку пластическая деформация
щма является термически активируемым процессом.
Рис. 3. Дислокационная структура на контактной поверхности монокристалла мо-
либдена после его нагружения:
И - 573 К; р =90 МПа; б - 293 К; р= 500 МПа. ХЗОООО
Рис. 4. Изменение прочности на срез тср твердофазного соединения А1 + Мо в зави-
симости от температуры (в) и времени отжига при 573 К (б) после низкотемпера-
турного нагружения при Т = 293 К и р = 180 МПа	1.
При сварке с малоинтенсивным силовым воздействием дислокацион-
ный источник активации обладает несравненно большей степенью неод-
нородности при возбуждении кристаллической решетки по сравнению с
чисто термическим (температурным) воздействием, которое в энерге-
тическом отношении более однородно.
При термической активации энергия возбуждения кристаллической
решетки характеризуется большей пространственной однородностью
распределения по объему. С изменением температуры меняется энергия
каждого атома кристаллической решетки. В этом и состоит основное
преимущество термического канала активации по сравнению с механи-
| ческим (дислокационным).
J В условиях интенсивных силовых воздействий (сварка взрывом,
магнитно-импульсная, ударная) удельная теплота пластической деформа-
ши на атом резко возрастает в зоне контактного взаимодействия и по-
капает вероятность образования активных комплексов с повышением
темп :ратуры.
Элементарные акты активации атомов кристаллической решетки на
контактной границе раздела свариваемых материалов сводятся к раз-
рывам насыщенных химических связей, которые могут проходить са-
мыми различными путями: дислокационным, вакансионным, с помощью
скола кристалла по плоскости спайности или процесса хрупкого разруше-
ния, десорбции или различными методами вскрытия ювенильных поверх-
ностей и удаления адсорбированных слоев с образованием и без образова-
ния дислокаций в поверхностном слое материала. Многие из перечислен-
ных выше методов получения насыщенных химических связей при опреде-
ленных условиях обладают существенными преимуществами по сравне-
нию с дислокационным вариантом. Так, например, известны опыты [ 32]
по скалыванию кристаллов кремния по плоскости спайности в высоком
вакууме и последующему их соединению по этим же плоскостям при поч-
ти полном отсутствии активирующего воздействия вследстве того, что
процесс скола приводил к разрыву насыщенных химических связей, кото-
рые обобществлялись при последующем соединении этих плоскостей. При
этом методами электронного парамагнитного резонанса (ЭПР) и дифрак-
ции медленных электронов (ДМЭ) исследовали время жизни и кинетику
трансформации насыщенных связей в зависимости от степени вакуума,
времени выдержки при данной степени вакуума, типа остаточной среды
и других факторов. Кроме того, известно, что образование трещин при
быстром динамическом нагружении (когда в устье трещины не успевает
проникать окружающая атмосфера) и последующее ее захлопывание
(залечивание) может приводить к образованию дислокаций несоответст-
вия по механизму Аллена [33]. Принципиально этот факт также является
примером образования соединения в твердой фазе вследствие разрыва
насыщенных химических связей недислокационным путем, так как
образующиеся дислокации несоответствия возникают в результате захло-
пывания трещины.
Можно .привести и ряд других примеров образования, соединения из-за
разрыва насыщенных химических связей недислокационным путем, одна-
18
ho псе они весьма специфичны и, как правило, не всегда удается осущест-
iuiii. их в реальных условиях сварки. Поэтому к се'- nj. ystui,»... '-ен-
ним легко осуществимым и эффективным способов разрыва насыщен-
ии химических я “	считать термическое юздействие. В том
< HV'ue, koi да этого оказывается недостаточно для образования прочного
in дииения, дополнительным активирующим фактором может служить
шик упругих искажений кристаллической решетки. При этом под акт
пым центром твердофазного взаимодействия следует понимать широкий
Jnnkrp дефектов • дислокаций, вакансии, ме зльньте и примесные ато-
мы, 1 ометрические неоднородности струи	оверхности, а также
и  которые локальные области кристалла с повышенными внешними пр
ниже иными или внутренними напряжениями и т.д.
Действительно, точечные дефекты, в частности вакансии, также можно
чиить активными центрами твердофазного взаимодействия. Во-первых,
они, как и дислокации, служат источниками и носителями свободных не-
насыщенных связей. Во-вторых, концентрация вакансий на несколько по-
рядков превышает концентрацию дислокаций в кристаллах. В-третьих,
иакансии являются основным фактором, лимитирующим скорость проте-
кания диффузии, т.е. процесса объемного взаимодействия. В-четвертых,
концентрация вакансий в приповерхностных слоях всегда намного выше,
чем в объеме материала, поскольку поверхность как один из видов струк-
турных дефектов кристалла является практически бесконечным источни-
ком и стоком точечных дефектов в кристалле. В-пятых, приложение
давления в процессе сварочного цикла создает вакансионное пересыщение
и материале, в результате чего возникают направленные диффузионные
потоки из объема и приповерхностных слоев свариваемых материалов
к контактным поверхностям их раздела. Последнее обусловлено тем
обстоятельством, что термидинамический потенциал образования вакан-
(ИЙ повышается в области действия сжимающих напряжений. В общем
случае для кристалла, находящегося под действием внешних напряжений с
составляющей всестороннего сжатия Р и внутренних напряжений с состав-
ляющей всестороннего сжатия р, полный термодинамический потенциал
<>( разования вакансии имеет вид [ 34]:
> = Ev -(Р +р) ДУ* + We ,	(17)
1 де Ev — термодинамический потенциал образования вакансий при давле-
нии, равном нулю; We — дополнительная внешняя работа, необходимая
для создания вакансии в материале, находящемся под давлением; ДУ* —
и «менение объема при образовании вакансии.
В случае сварки Р = 1/3%-, где оц — напряжение одноосного сжатия.
При этом новая равновесная концентрация вакансий в процессе наложе-
ния сварочного усилия будет равна:
Ср = Ср0 exp ( — We / Л7) ,	(I. 8)
|де CPV ехр{- \EV -(Р +р) ДУД/ кт].	(I. 9)
4десь Ср — концентрация вакансий эталонного состояния; Пр — концент-
рация возможных вакантных узлов (число атомов в единице объема).
19
При сжатии для образовании вакансии путем перемещения атома из-
нутри кристалла на поверхность необходимо совершить работу We *=
=РУа, где Ул — атомный объем. При этом концентрация вакансий, нахо-
дящихся в равновесии с поверхностью, будет равна [ 34]:
С» = С$ ехр ( - РУЛI кТ) = ехр ( - ойГа / ЗкТ) ,	(I. 10)
а локальный химический потенциал вакансий:
Ё = -РУЛ =kTln(Cv /С$) .	(1.11)
Таким образом, из формул (I. 7 — 1,11) следует, что химический по-
тенциал образования вакансий должен возрастать с увеличением прило-
женного внешнего Давления, а новая равновесная концентрация вакансий
соответственно должна уменьшаться по сравнению с равновесным значе-
нием при Р =0 и р =0. При этом максимальный эффект будет наблюдаться
именно в приповерхностных слоях образцов вблизи от контактной грани-
цы раздела свариваемых материалов. Причина его — наличие локальных
концентраторов напряжений при смятии микровыступов в процессе обра-
зования физического контакта. В этих областях коэффициент концентра-
ции напряжений может достичь значений порядка к = Отах/°ср =3 -ИО и
более.
Таким лбоазом, направленный к контактным поверхностям раздела
свари в&мь х * ‘териалов поток неравновесных вакансий будет создавать
дополнительный спектр активных центров и интенсифицировать кинетику
прс^с. :с 11 чоыша и Немного взаимодействия. Указанный прсцеси
буде протекать еще более интенсивно, если сварочное давление прикла-
дывать не за один цикл, а за несколько циклов дискретными порциями,
причем перед приложением каждой последующей ступени нагрузки раз-
гружать кристалл. Резкое увеличение эффективности прикладываемого
усилия при таком способе его циклического программированного прило-
жения заключается, по нашему мнению, в том, что при каждом цикле
разгрузки возникает уже недосьпцение по вакансиям, равное Cv / С$ =
=ехр (ойКа / ЗкТ), так как в уравнениях (I. 8) и (1.10) знак в экспоненте
меняется на обратный. Это приводит к тому, что в процессе разгрузки и
выдержки кристалла в разгруженном состоянии равновесная концентра-
ция вакансий постепенно возвращается к прежнему значению, которое
было при Р =0 и р =0. Причиной этого служит захват вакансий с источни-
ков, которыми могут служить дислокации, границы зерен, контактные
поверхности раздела и др. При последующем цикле сжатия и приложении
последующей порции нагрузки вновь будет возникать вакансионное пере-
сыщение, равное С$/ Cv =ехр(ойКа !ЗкТ), которое опять создает поток
неравновесных вакансий на стоки и, в частности, к контактным поверх-
ностям раздела свариваемых материалов. Это приведет к созданию на
свариваемых поверхностях раздела дополнительного количества цендюа.
разорванными химическими связями, число которых будет все более
и более увеличиваться при повторении Каждого последующего цикла раз-
грузка — повторное нагружение. Кроме того, такого рода вакансионные
потоки, направленные к контактной границе раздела, будут резко уско-
20
рмтъ диффузионные процессы и залечивание пор и локальных несплош-
ноетсй в контакте.
Изложенные выше соображения позволяют физически более четко
объяснить наблюдаемый на практике эффект резкой интенсификации
кинетики схватывания при программированном приложении нагрузки по
 равнению с существующими объяснениями, основанными на роли возв-
рата в процессе разгрузки и последующем более интенсивном протекании
контактной пластической деформации на дислокационном уровне. Более
к и о, изложенные выше соображения по вакансионной кинетике на кон-
тактных поверхностях раздела свариваемых материалов позволяют физи-
чески обоснованно рассчитать оптимальные величины таких параметров,
как величина нагрузки на каждой ступени нагружения, скорость прило-
жения каждой порции нагрузки, время выдержки материалов в нагружен-
ном и разгруженном состоянии, оптимальная скорость разгружения, число
циклов, т.е. в результате предложить наиболее оптимальную схему про-
। раммирования нагружения.
Кроме того, необходимо особо подчеркнуть большую роль стадии объ-
емного взаимодействия (релаксация напряжений, рекристаллизация, гете-
родиффузия) в процессе образования прочного сварного соединения, по-
скольку какие бы т оретичес^! модели ни были построены для объясне-
ния активационной стадии и начала процесса схватывания, очевидно, что в
рс> ’ । и 	высокопрочное варное соединение м :жду двумя ма-
тех’ТЧЛГ , J м состоянии практически невозможно осуществить
•ииванием’* одного-двух поверхностных моноатомных слоев, и поэтому
н -г- »• са напряжений, рекристаллизации и гетеродиффузии
можно считать одним из основных а кто в	тс свенных за эб юова-
ние прочного соединения
Таким образом, кинетику протекания активационной стадии и процесса
схватывания следует рассматривать как самостоятельное явление без при-
влечения третьей стадии (объемного взаимодействия). Однако эти первич-
ные акты образования активных центров на уровне обменного электрон-
ного взаимодействия в подавляющем большинстве случаев практически
не удается наблюдать в чистом виде обычными существующими, в част-
ности структурными методами исследования, за исключением некоторых
случаев (например, методом ЭПР [ 32]). Высказанные соображения непо-
средственно подтверждаются результатами работ [ 22 — 24], в которых
было показано, что фигуры травления правильной кристаллографической
формы, выявляемые металлографией в зоне схватывания, фактически не
вляются активными центрами дислокационного происхождения. Они
возникают в результате наложения на первичный активный центр более
поздней третьей стадии процесса. Именно протекание гетеродиффузии
на третьей стадии позволяет ”проявлять”эти активные центры и дает воз-
можность демонстрировать обычными металлографическими методами
дискретность процесса схватывания (рис. 5).
В то же время, как указывалось выше, пока нет практических способов
образования прочного твердофазного соединения без участия третьей
стадии.
21
Рис. 5. Локальные очаги схваты-
вания алюминия с монокристал-
лическим кремнием, на плоское-
тях (111) (в) и (100) (б, в);
Х400 (в); Х800 (6); ХЗООО (в).
Методы получения:
а, б — обычная металлография;
в — электронная микроскопия
п
с помощью реплик
Таким образом, более эффективную роль канала термической актива-
ции можно объяс! ить тем, что он, во-первых, обеспечивает большую плот-
ность и однородность (по амплитуде и распределению) актов активации
в кристаллической решетке, а во-вто. ых, интенсифицирует протекание
третьей стадии.
Это подтверждается экспериментальными температурно-временными
зависимостями роста прочности (см. рис. 4), а также данными электрон-
номикроскопических исследований [31], которые показывают появление
дисперсных выделений алюминия в молибдене и изменение его дислокаци-
онной структуры вследстве переползания дислокаций.
Знание сравнительной эффективности температурного и дислокацион-
ного источников активации в различных условиях сварки позволяет более
рационально организовать технологический режим сварки и сводить к ми-
нимуму нежелательные деформации непосредственно в очаге сварного сое-
динения, а также и всей сварной конструкции в целом.
22
При этом принципы выбора оптимальных параметров режима сварки с
целью получения сварных конструкций с минимальной е < мацией мо-
ут быть сведены к следующим вариантам (табл. 1):
Для ограничения степени деформации изделий общий принцип выбо-
ра оптимальных параметров должен сводиться к возможно меньшему зна-
чению Pi и увеличению значений Т2 и G. При этом величину удельного
давления /д в данном варианте можно выбирать только из условий обра-
ювания полного (по всей площади) физического контакта за счет пласти-
ческого течения хотя бы одного (более пластичного) из соединяемых ма-
териалов.	>
II.	При еще более жестких требованиях к ограничению степени контакт
ной и общей деформации свариваемого изделия следует выбирать такие
минимальные значения удельных давлений (р2 < Pi), которые даже не
обеспечивают образования полного (по всей площади) физического кон-
такта, но при этом варианте температура сварки Т2 должна быть выше,
чем в варианте I, т.е. Т2 > 7\.
III.	Возможно дальнейшее уменьшение величины удельной нагрузки
(Рз < Рг < Pi) ПРИ увеличении времени сварки t3 > t2 и сохранении
Т3 =Т2.
IV.	Если интенсивная пластическая деформация (в частном случае, на-
пример, потеря устойчивости и нарушение геометрии свариваемых изде-
лий) в основном наблюдается при приложении давления в области высо-
ких температур, рекомендуется вести режим сварки по двум последова-
тельным циклам:
а)	предварительное создание физического контакта при возможно
более низких температурах, когда еще не наблюдается интенсивная плас-
тическая деформация (потеря устойчивости); при этом в частном случае
значение температуры Т4 может быть равно комнатной;
б)	величина удельной нагрузки сбрасывается до минимума (в частном
случае до нуля), а значение температуры повышается до Т$. При этом зна-
чения Т$ и ts выбирают близкими к значениям 1\ и ti-
В связи с изложенным выше возникает вопрос, нужна ли вообще плас-
тическая деформация более твердою матери: ла, я шлется ли она полез-
ным фактором, интенсифицирующим процесс образования твердофазного
соединения? Да, безусловно, она полезна, но как было казано выше, нео-
бязательна.
Таблица!
Варианты выбора оптимальных параметров режима сварки
Техноло- гический вариант	Удельное давление	Темпера- тура сварки	Время сварки	Техноло- гический вариант	Удельное давление	Темпера- тура сварки	Время сварки
I	Р|	Г,		I Va	р« >Р1	т4,<<т1	#4
II	Рз <Р1	г, >т,	Г, =1,	IV б	Ps «Рз		
III	Рэ <Рз	Г3 =Г2	t, >t2				
23
В частности, о роли пластической деформации в разрушении окисных
пленок свидетельствуют опыты Липсета и Кинга [35]. При исследовании
микроструктуры монокристаллов кадмия, покрытых и не покрытых
золотом, они показали, что пленка не обладает высоким сопротивлением
касательным напряжениям в ее плоскости. Линейные дислокации прохо-
дят через пленку легче, чем винтовые. Пленка отрывается от моно-
кристалла, прежде чем винтовые дислокаций могут пройти через нее, тог-
да как при прохождении линейных дислокаций не наблюдается аналогич-
ного нарушения сцепления пленки с монокристаллом. Возможные схемы
прорыва в окисных и другого типа пленках, по Эвансу и Шварценбергу
[ 36], при малой и большой силе сцепления их с поверхностью кристалла,
а также в зависимости от типа образующихся ’’подкожных дислокаций”
показаны на рис. 6.
Рис. 6. Схемы прорыва окисных пленок краевыми дислокациями при сильной (а) и
слабой адгезии (б) пленки с кристаллом и винтовыми (в) по Эвансу и Шварценбер-
гу [ 36]:
А, В — направления
Таким образом, пластическая деформация обеспечивает более облегчен-
ные условия активации, когда в соединение вступают не окислы соединяе-
мых материалов (энергия разрыва межатомных связей в окисле всегда
выше, чем в соответствующем чистом металле), а непосредственно
поверхности чистых металлов. Кроме того, как известно, процесс гете-
родиффузии существенно интенсифицируется полем упругих искажений
от дислокаций, а также собственно дислокациями, поскольку скорость
диффузии атомов по дислокационным трубкам на 3 — 4 порядка выше,
чем в обычных условиях.
Кроме дислокаций, кинетику процесса объемного взаимодействия мо-
гут интенсифицировать другие факторы, в частности: повышенная ско-
рость поверхностной и граничной диффузии, повышенная концентрация
вакансий у поверхности, отличие атомно-электронной структуры и дина-
мики кристаллической решетки вблизи свободной поверхности и во внут-
ренних объемных слоях кристалла [ 38].
Как известно, кинетика процессов разрушения, деформации, разрыва
химических связей описывается именно в рамках термоактивируемого
процесса с учетом поля приложенных напряжений [ 39, 40], т е. первич-
ным, поскольку он лежит в основе кинетики процесса, все же является
термофлуктуационный акт, вероятность успешной реализации которого
экспоненциально зависит от температуры, а вторичным — напряжение,
которое лишь уменьшает величину энергии активации при термофлук-
24
|уационном преодолении потенциального барьера. В качестве примера
можно привести концепцию [40], по которой в качестве элементарного
«к га процесса разрушения служит разрыв химической связи, а главная
роль отведена термоактивируемой кинетике этого процесса, т.е. темпе-
р ггурно-врсменному фактору. Роль же напряжений в этом процессе вто-
1 «ичнаГпоскольку она лишь несколько уменьшает’величину энергии акти-
вации и тем самым увеличивает скорость термоактивируемого процесса
разрушения. Если же учесть, что в большинстве реальных технологических
процессов сварки величины напряжений на поверхностях раздела соединя-
емых материалов весьма далеки от тех значений, которые могли бы при-
вести к безактивационному процессу разрыва насыщенных химических
ьвязей или хотя бы в достаточной степени приблизиться к нему, то необхо-
димость рассмотрения второй активационной стадии образования соедине-
ния с общих позиций термоактивируемого процесса представляется нам
еще более целесообразной.
Таким образом, бесспорно, что в кинетике любых термоактивируемых
процессов (физическая и химическая адсорбция, окисление, диффузия,
пластическая деформация, различные типы химических реакций и др.)
всегда необходимо учитывать роль напряжений как фактора, снижающего
величину энергии активации в элементарном термофлуктуационном акте.
Неясными в теории остаются лишь два весьма существенных момента:
1) следует ли учитывать роль напряжения лишь в экспоненциальном члене
уравнения, описывающего кинетику термоактивируемого процесса, или
же необходимо учитывать его вклад и в предэкспоненциальный член [ 39,
41]; 2) каковы конкретные формы зависимостей энергии активации от
напряжений [К(г)] в термоактивируемых процессах для различного
класса материалов. Если первый вопрос, наименее изученный, еще диску-
тируется в литературе [ 39, 41], то по поводу второго, в последние годы
появились экспериментальные и теоретические работы по изучению фор-
мы зависимости К(т).
Таким образом, основная задача в развитии теории второй (активаци-
онной) с~адии заключается в опоеделении указанных форм зависимостей
И(т) для конкретных классов соединяемых материалов и конкретных
диапазонов изменения технологических параметров процесса (величины
контактного усилия, температуры нагрева, скорости деформации и др.).
При этом не исключено, что в ряде Случаев для выбранных диапазонов
Технологических параметров и конкретных пар соединяемых материалов
такая зависимость будет весьма слабой или вообще практически отсутст-
вует; в ряде же других случаев она может быть весьма заметной и сущест-
венной.
Г л а в a II
ОСНОВНЫЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ
ДЕФОРМАЦИИ СВАРИВАЕМЫХ МАТЕРИАЛОВ
ПРИ КЛИНОПРЕССОВОЙ СВАРКЕ
Знание основных структурно-кинетических закономерностей микроплас-
тической деформации в приповерхностных слоях соединяемых материа-
лов, которые, как будет показано ниже, существенно отличаются от за-
кономерностей пластической деформации объемных слоев, позволяет
более рационально осуществлять технологический процесс сварки. В
частности, в ряде случаев это позволяет снизить величины прикладыва-
емого давления, время его воздействия или понизить величину темпе-
ратуры нагрева соединяемых материалов, что соответственно уменьшает
глубину и степень повреждаемости структурными дефектами и внутрен-
ними остаточными напряжениями приповерхностных слоев свариваемых
материалов, а также степень искажения их исходных физико-химических
свойств.
1. Структурные и энергетические особенности кинетики
микропластической деформации
в приповерхностных слоях материалов
Роль поверхности в процессе пластической деформации материалов уже
давно привлекает внимание многих исследователей. Однако несмотря на
большие успехи, достигнутые в изучении механизма прочности и пластич-
ности с использованием аппарата теории дислокаций и современных ме-
таллофизических методов исследования, некоторые ее вопросы остаются
еще нерешенными. Один из таких важнейших дискуссионных вопросов —
выяснение структурных и энергетических особенностей микроспластичес-
кого течения вблизи свободной поверхности твердого тела и влияния их
на общий характер и кинетику микропластической деформации кристал-
лов.
До начала 20-х годов исследования в области влияния поверхности на
макропластическую кинетику пластического течения были эпизодичес-
кими. Однако начиная с открытий А.Ф. Иоффе эффекта резкого повы-
шения пластичности кристаллов каменной соли и П.А. Ребиндером эффек-
та адсорбционного понижения прочности, внимание исследователей было
привлечено к изучению свойств поверхности. Наиболее тщательные и ши-
рокие исследования по изучению кинетики пластического течения на на-
чальной стадии деформирования и выяснению природы поверхностных
источников сдвигообразования были выполнены в 30 — 40-х годах
А.В. Степановым. Было установлено, что пластическое течение, как пра-
вило, начинается в приповерхностных слоях кристалла. Несколько позд-
нее к аналогичному заключению пришел Н.Н. Давиденков. Впоследствии
это положение нашло дальнейшее экспериментальное подтверждение в
ряде других работ (42 — 45]. Явление аномального пластического течения
вблизи поверхности кристалла нашло также отражение и в известной дис-
куссии о природе легкодействующих поверхностных источников в 1956 г.
на конференции в Лейк-Плэсиде [ 46] и в ряде других исследований по
26
особенностям генерирования дислокаций поверхностными источниками.
На рис. 7 в качестве примера приведена схематическая диаграмма началь-
ных стадий деформирования и — е стали, иллюстрирующая более раннее
течение поверхностных слоев материала по сравнению с его объемом по
данным Карашимы [ 47].
Рис. 7. Схематическая диаграмма на-
чальных стадии деформирования
I 47]:
OFA — всего образца; OFC— цент-
ральной части образца; OFD — поверх-
ностного слоя до достижения предела
текучести
Принципиально новые исследования анализа роли Цоверхности в кине-
тике микроскопического течения были опубликованы Крамером] 48,49]*,
который весьма оригинальным образом развил представления о влиянии
поверхностной микропластической деформации на процессы деформацион-
ного упрочнения ряда г.ц.к., о.ц.к. и г.п.у. кристаллов. При этом были раз-
работаны новые методические подходы для количественной оценки удель-
ного вклада поверхности в общий процесс микроскопического течения.
Так, например, при деформировании алюминия, меди, золота, железа, мо-
либдена и ряда других моно- и поликристаллических металлов Крамер об-
наружил увеличение протяженности и уменьшение наклона кривых первой
и второй стадий деформационного упрочнения. При этом поверхностные
слои с образца во время процесса деформации непрерывно удаляли
(рис. 8). С прекращением удаления поверхностного слоя при деформиро-
вании коэффициент деформационного упрочнения вновь возрастал до то-
го же значения, как при деформированиия без удаления поверхностного
слоя (рис. 9). Кроме того, было обнаружено резкое уменьшение энергии
активации (в частности, для монокристаллов алюминия с 17,6 до
3,8 кДж/моль) и увеличение активационного объема почти в 2 раза (см.
рис. 8) при удалении поверхностного слоя определенной толщины. Для
объяснения наблюдаемых поверхностных эффектов Крамер предположил,
* Предпосылкой для этих работ послужили опыты Т. Судзуки [ 50], который на
основании опытов по послойному стравливанию материала с поверхности и после-
дующему повторному деформированию одним из первых обнаружил возможность
проявления барьерной роли приповерхностных слоев вследствие их более раннего
деформационного упрочнения.
Рис. 8. Кривые растяжения чистого
поликристаллического алюминия без
удаления поверхностного слоя (7) и
с удалением поверхностного слоя со
скоростью 0,84 *10'7 м/с (2). После
нагружения до точки а деформирова-
ние вели без удаления поверхностно-
го слоя [ 48]
Рис. 9. Кривая напряжение — дефор-
мация монокристаллического алю-
миния без удаления (7) и с удале-
нием поверхностного слоя со ско-
ростью Л = 16  10"’ м/с (2) :
в J1 и в д' , в — коэффици-
енты деформационного упрочнения
на I и II стадиях соответственно без
удаления (индекс 1) и при удалении
(индекс 2) поверхностного слоя;
A-yj1 , Ayj2 и Лтд* > АуЦ2 — продол-
жительность стадий I и II в аналогич-
ных условиях. (Слева вверху показа-
но влияние скорости полирования
образца на протяженность Tj и коэф-
фициент деформационного упрочне-
ния в j на I стадии деформации моно-
кристалла А1. Температура деформи-
рования Т = ±3 К, скорость деформа-
ции 10“* с~* | 48]
что в поверхностной области образца образуется слой с повышенной плот-
ностью дисклокаций (dedr.s-слой), который действует как барьер, задер-
живая дислокации, генерированные в процессе деформации внутренними
объемными источниками. Было показано, что образование такого слоя
не зависит от окисной пленки и свойственно металлам с различным типом
кристаллической решетки. Поэтому к обычному равенству, по которому
определяют эффективное напряжение г, действующее на дислокации, он
добавил величину rs[48, 49], т.е. т =та - т/ - ts, где та — внешнее
приложенное напряжение; т,- - обратное напряжение (коротко- и даль-
нодействующие компоненты), возникающие в результете пластической
деформации внутренних объемных слоев материала, ts — аналогичная
величина обратного напряжения, создаваемая debris-споем.
Для проверки высказанной Крамером гипотезы некоторые авторы
попытались прямо обнаружить такой градиент плотности дислокаций
вблизи поверхности кристалла, однако при этом были получены весьма
противоречивые результаты. Так, Китаяма с сотрудниками [ 51, 521 под-
твердили данные Крамера [ 48, 49] о наличии барьерного слоя с повышен-
ной плотностью дислокаций. Сванн [ 53] при электронномикроскопичес-
ких, а также Блок и Джонсон [ 54] при металлографических исследова-
28
ииях не обнаружили такого слоя вблизи поверхности. Фурье [ 55, 56] и
Муграби [ 57] нашли, что вблизи поверхности плотность дислокаций
значительно ниже, чем в объеме кристалла. Брудгес [ 58], анализируя
результаты перечисленных работ, также ставит под сомнение возможность
существования debris-слоя вблизи поверхности деформируемого образца.
Ряд других авторов, например Латансион и Стакле [ 59], Фабиняк и
Кульман-Вильсдорф [ 60] придерживаются более осторожной и компро-
миссной точки зрения, считая, что в настоящее время вопрос о более
прочном и более слабом поверхностном слое экспериментально еще од-
нозначно не решен. При этом авторы работ [ 59,60] считают, что в общем
случае поверхность может
действенно влиять на кине-
тику пластического течения
и служить источником за-
рождения и размножения
дислокаций, а также барье-
ром для выхода их на по-
верхность кристалла.
Рис. 10. Образование градиен-
та плотности дислокаций
вблизи свободной поверхнос-
ти монокристалла кремния на
начальной стадии деформиро-
вания; Т= 1073 К; е =0,42%;
XI300
Поскольку во всех указанных работах исследования проводили на
материале с высокой релаксационной способностью (меди), можно
предполагать, что именно это и с: ужило одной из главных причин полу-
чения противоречивых экспериментальных данных. В связи с этим в рабо-
те [61] в качестве объекта исследования был выбран материал с жесткой
алмазоподобной решеткой — бездислокационный монокристаллический
кремний. Исследованием дислокационной структуры в поперечном сече-
нии образца методом ямок травления было показано, что, действительно,
в псевдоупругой области деформирования до достижения предела теку-
чести (’’зуба” текучести) макроскс	щфсрмация май риала в
основном протекает именно в приповерхностных слоях материала на глу-
бине до 40 — 60 • 10 ~6 -V «атрагивая его внутренние объемные слои
(рис. 10)'."ТГри эт плотность дислокаций в пределах этого слоя изменя-
ется от 1010 — 10*1 м ~2 непосредственно вблизи поверхности до без-
дислокационного уровня в объеме кристалла.
Эти данные были подтверждены послойными электронномикроскопи-
ческими исследованиями [ 62]. Методом разгружения — повторного нагру-
29
жения и послойного снятия поверхностных слоев было показано [ 63 —
65] барьерное действие этого, градиента плотности дислокаций вблизи
поверхг ости на 2-й стадии деформационного упрочнения для монокрис-
таллов не только кремния, но и молибдена (рис. 11). В последнем случае
вблизи поверхности деформируемого образца также наблюдается гради-
ент плотности структурных дефектов (рис. 12). Кроме того, сравнитель-
ная оценка энергетических параметров пластического течения для внут-
ренних объемных и приповерхностных слоев кристалла в интервале тем-
ператур 953 — 1173 К подтвердила ранее полученные данные [ 19, 56] об
аномальном характере пластической деформации вблизи поверхности в
низкотемпературной области от 77 до 823 К (резкое уменьшение величин
критического напряжения сдвига и энергии активации движения дислока-
ций, увеличение активационного объема и скорости движения дислока-
ций). В частности, оценка средних величин значений скоростей движения
дислокаций в приповерхностных слоях кристалла для интервала темпера-
тур 953 — 1173 К показала, что они на 1,5 — 2 порядка выше значений
скоростей дислокаций во внутренних объемных слоях кристалла (диа-
метр петель 200 — 300  10"6 м) [ 42, 65, 66]. По температурным зави-
симостям средней скорости движения дислокаций, глубины распростра-
нения debris-слоя, а также критического напряжения начала микроско-
пического течения были также проведены оценки энергии активации дви-
жения дислокаций в приповерхностных слоях.
Рис. 11. Схема определения (о) и зависимость уменьшения напряжения течения
Дау от толщины удаленного слоя h и степени деформации (е , %) монокристалла
молибдена (6). ё = 2,0 • 10-4 с"1. Цифры на кривых — е, %
Несмотря на то что значения энергии активаций определяли различны-
ми экспериментальными методами, найденные величины находились в
удовлетворительном соответствии между собой: (1,110,1); (1,3810,1) и
(1,310,1) эВ [42, 65]. Энергию активации для процесса пластического
течения внутренних объемных слоев материала определяли известным из
литературы графо-аналитическим способом по температурно-скоростному
изменению верхнего предела текучести ’’зуба текучести”. Она оказалась
30
Рис. 12. Изменение полуширины I
рентгеновской интерференционной ли-
нии (310), характеризующей степень де-
фектности монокристалла молибдена
на глубине 1,4 (7) и 0,09 мкм (2) от
свободной поверхности, е = 0,72 %,
в зависимости от степени почернения х
Рис. 13. Влияние скорости полирова-
ния на кривую о — е молибдена в ус-
ловиях одноосного растяжения [81].
Скорость полирования, мкм/с:
1 — без полирования; 2 — 10; 3 —
15; 4-20
равной (2,1 ±0,1) эВ, что согласуется с литературными данными по объ-
емной пластической деформации монокристаллического кремния.
По разности значений напряжений, соответствующих моменту разгру-
жения щ и напряжению течения при повторном нагружении а2 после
снятия поверхностного слоя определенной толщины, была проведена
оценка величины барьерного эффекта поверхностного градиента До^ =
= ° 1 — о2, а также глубины поверхностного слоя, ответственного за него,
при различных степенях предварительной деформации кремния [ 42,
64]. Эти оценки показали, что при постоянных степени предварительной
деформации и скорости нагружения с увеличением толщины удаленного
слоя До5 возрастает, а затем перестает изменяться и остается постоянной
величиной. С увеличением степени предварительной деформации темп
роста Да$ также уменьшается и при е =6 % величина До5 также выходит
на насыщение. С увеличением скорости деформирования величина Др$
несколько повышается, однако характер ее изменения от .степени пред-
варительной деформации остается аналогичным [ 42,64].
Кроме того, в работах [ 42, 63, 65] на примере одноосного динамичес-
кого сжатия монокристаллов молибдена также было показано, что обра-
зование приповерхностного градиента плотности дислокаций на начальной
стадии деформации и его влияние на общую кинетику макроскопического
течения на являются узко специфичным эффектом и присущи не только
полупроводникам, но и металлическим кристаллам. В частности, при
разгружении и повторном нагружении с промежуточным удалением по-
верхностного слоя на монокристалле молибдена, так же как кремния,
31
было четко зарегистрировано снижение микроскопического предела про-
порциональности (До$ = Oi — о2), которое при е =3 % изменялось от 4 до
100 МПа при увеличении толщины удаленного слоя от 3 до 8 • 10-6 м (см.
рис. 11). При дальнейшем увеличении глубины снятого слоя величина
До$ оставалась постоянной. Кроме того, аналогично кремнию с увеличени-
ем степени предварительной деформации молибдена уменьшение напряже-
ния микроскопического течения До5 в начале увеличивалось и затем при
е =5-^7 % оставалось постоянной величиной (см. рис. 11).
Наконец, опыты по деформированию образцов с одновременным элек-
тролитическим полированием показали резкое изменение коэффициента
деформационного упрочнения (рис. 13), тонкого спектра кривых дефор-
мирования (рис. 14) и величин энергии активации и активационного объ-
ема (рис. 15), что также свидегельствует о проявлении барьерного эффек-
та, образующегося в приповерхностном слое градиента с повышенной
плотностью дислокаций.
Рис. 14. Тонкий спектр кривой о — е при одноосном растяжении молибдена и изме-
нение характера деформационной кривой при уменьшении (/ ->//) или увеличении
(Я Z ) скорости полирования поверхностного слоя непосредственно в процессе
деформирования ( 81J. На участках I величина тока электролитического полирова-
ния составляет 2 А, на участках II — 1,5 А; в j, 0Ц~ коэффициенты деформационно-
го упрочнения при токе полирования 2 и 1,5 А соответственно; 0Ц е [ I ~ 2Х
X10"sС“*
32
Рис. 15. Влияние скорости полирования монокристаллического молибдена на энер-
нию активации Е, активационный объем q и изменение энергии активацииДЯ [81]
Можно выделить следующие основные причины, по которым пласти-
ческое течение предпочтительно протекает в приповерхностных слоях
кристалла [ 42 — 45, 67 — 83].
1. Повышенная концентрация легкодействующих гомогенных источни-
ков (типа источника Фишера), а также гетерогенных источников образо-
вания дислокаций вблизи поверхности деформируемого твердого тела.
При этом процесс гетерогенного зарождения дислокаций следует рас-
сматривать с позиций термоактивируемого процесса, когда работа плас-
тического сдвига снижает общую энергию системы [ 82, 83]:
Ес 2тгг JV— яг 2Ът + яг 27,	(II. 1)
где Ес — энергия активации зарождения петли критического размера;
IV — упругая энергия на единицу длины петли; т — напряжение сдвига;
г — радиус петли; b — вектор Бюргерса; у — энергия дефекта упаковки
(третий член яг 2 7 вводят только при зарождении частичной дислокации).
Как видно из уравнения (II. 1), напряжение гетерогенного зарождения
чаще всего значительно меньше теоретической прочности кристалла на
сдвиг и является функцией типа, размера, геометрической формы включе-
ния и величины параметра несоответствия. Об этом свидетельствуют, на-
пример, теоретические расчеты М. Эшби и Л. Джонсона [ 82], а также
Дж. Хирта [ 83], который, в частности, показал, что величины гомогенного
и гетерогенного зарождения дислокаций у поверхности значительно ниже,
чем в объеме кристалла, и поэтому зарождение дислокаций наиболее ве-
роятно в следующих случаях:
а)	вблизи свободной поверхности, где энергия зарождения петли вслед-
ствие эффекта изображения в 2 раза меньше, чем в объеме кристалла
[ первый член уравнения (II. 1) уменьшается в 2 раза и становится равным
-nr W ];
б)	когда поверхностные ступеньки поглощаются при зарождении петли,
уменьшая Ес в уравнении (II. 1) на величину Е -2г 7, равную поверхност-
ной энергии ступеньки;
33
в)	при зарождении частичной дислокации на поверхностной ступеньке,
если энергия возникающего дефекта упаковки мала, поскольку третий
член уравнения увеличивает значение Ес.
Таким образом, благоприятными условиями зарождения дислокаций
являются высокая поверхностная энергия, низкая энергия дефектов
упаковки, свободная поверхность и ступеньки на ней краевого типа.
2.	Действие сил изображения. Как показал теоретический анализ
Сумино [67], при одинаковом уровне внешне приложенных напряжений
по поперечному сечению кристалла в радиусе действия дислокационных
сил изображения эффективное напряжение сдвига значительно выше,
чем внутри кристалла. Поэтому поверхностные источники генерируют
значительно большее количество дислокационных петель и на большем
расстоянии от источника по сравнению с объемными источниками ана-
логичной конфигурации и геометрии при одинаковом уровне внешних
напряжений. А поскольку скорость движения дислокаций является функ-
цией эффективного напряжения сдвига, отсюда следует, что в приповерх-
ностных слоях кристалла скорость движения дислокаций может сущест-
венно превышать скорость их движения в объеме материала.
Высказанные соображения нашли подтверждение при оценке скорости
движения дислокаций после нагружения монокристаллического кремния
по методике ’’мягкого укола” [ 66], при оценке скорости движения дис-
локаций в пределах debns-споя в работе [ 42], а также в прямых экспери-
ментальных данных, полученных методом рентгенодифракционной топо-
графии [ 84,85]. На рис. 16, а на примере монокристаллического германия
проиллюстрировано резкое увеличение длины пробега дислокационных
сегментов при выходе их на свободную поверхность, что свидетельствует
о резком увеличении скорости движения дислокаций. На рис. 16, б видно
различие в скоростях движения участков дислокационных полупетель,
распространяющихся вдоль поверхности и в глубину кристалла от поверх-
ностного источника.
3.	Свободная поверхность является практически бесконечным источ-
ником и стоком точечных дефект» в (вакансий и междоузлий). Последнее
обстоятельство обусловливает повышенную тенденцию к неконсерватив-
ному движению дислокаций в приповерхностных слоях материала, что, в
свою очередь, может существенно повышать скорость движения дислока-
ций с неконсервативно движущимися порогами на них [85], а также
вызывать проявление специфических механизмов пластического течения
в низкотемпературной области деформирования (диффузионно-дислока-
ционный механизм массопереноса и переползание дислокаций под дейст-
вием осмотических сил [ 81, 86 — 88].
4.	Более легкое пластическое течение вблизи поверхности может быть
обусловлено также и особенностями атомно-электронной структуры по-
верхностных слоев, и некоторым ее отличием в объеме кристалла. Это
может проявляться во влиянии поверхностного пространственного заряда
и дебаевского радиуса экранирования на величину и форму барьеров
Пайерлса, а также, как показывают-данные по дифракции медленных
электронов [ 68 — 75, 78] и эффекту Мессбауэра [ 76, 77], в различии
34
Рис. 16. Иллюстрация изменения скорости движения дислокации при выходе их на
свободную поверхность:
а - Ge, Т = 653 К; т = 30 МПа. X 30 [ 85]; б - Si. Х25 [ 84]
координационных чисел, параметров решетки, характера и типа межатом-
ных связей и, как следствие, в различии динамических параметров крис-
таллической решетки вблизи поверхности и внутри кристалла (частоты и
амплитуды колебаний атомов, температуры Дебая и др.). Указанные
факторы могут существенно влиять на энергию образования и равновес-
ную концентрацию точечных дефектов вблизи свободной поверхности,
а также на энергию образования одиночного или двойного перегиба в
пайерлсовской модели движения дислокаций и соответственно на ско-
рость ее движения у поверхности [81]. Специфика влияния внешней сре-
ды на особенности пластической деформации поверхностных слоев крис-
таллов была рассмотрена в работах [ 89 — 911.
35
2. Сущность способа клинопрессовой сварки
и обоснование ее технологический схемы
Как уже отмечалось ранее, в процессах соединения материалов в твердой
фазе необходимо, с одной стороны, интенсифицировать процесс пластичес-
кого течения на контактных поверхностях раздела соединяемых материа-
лов, с другой стороны, ограничивать степень пластической деформации и
локализации ее на возможно меньдгей глубине приповерхностного слоя.
Прй зтом у свариваемых материалов должны Минимально изменяться ис-
ходные физико-механические свойства (твердость, прочность, минималь-
ная глубина диффузионного взаимодействия, отсутствие интерметалли-
дов и др.). В то же время следует соблюдать ряд конструктивных и техно-
логических требований (уменьшение коробления и формоизменения кон-
струкции, сокращения ее устойчивости и величины внутренних напряже-
ний и т.п.). С учетом этих двух противоположных тенденций, по-видимо-
му, необходимо стремиться реализовать такую схему передачи внешнего
усилия на свариваемые изделия, при которой отношение сдвиговой ком-
поненты напряжений к компоненте нормальных напряжений было бы ма
ксимальным и сдвиговые напряжения были бы направлены под возможно
меньшим углом к поверхностям раздела соединяемых деталей или парал-
лельно им. Естественно, что именно при таких схемах нагружения в мак-
симальной степени интенсифицируется пластическое течение в тонких при-
поверхностных слоях материала и улучшаются условия разрушения и вы-
носа за пределы контакта окисных пленок и загрязнений. Этот принцип и
был положен в основу разработанного нами клинопрессового способа
сварки в различных его технологических вариантах [ 28, 29, 92 — 101].
Указанная особенность схемы нагружения присуща также и большинству
других способов твердофазной сварки, в частности сварке сдвигом, тре-
нием, взрывом, ультразвуковой, термокомпрессионной и др.1. Естествен-
но, что каждый из перечисленных способов сварки не может быть универ-
сальным и имеет свои определенные ограничения в области применения
из-за ряда конструктивных, технологических, прочностных и других тре-
бований к сварным соединениям. В некоторых же случаях сочетание этих
требований настолько сложно, что не позволяет надежно использовать ни
один из существующих способов сварки материалов в твердом состоянии.
К одному из таких случаев относится, например, сварка трубчатых соеди-
нительных элементов (переходников) типа алюминий — сталь при монта-
же алюминиевых трубопроводов.
В настоящее время в различных областях техники широко применяют
разнообразные конструкции трубопроводов для работы замкнутых жид-
1 При других схемах нагружения, например при холодной и прессовой сварке,
где указанные требования выполняются в меньшей степени, затрудняются условия
разрушения и выноса окислов и загрязнений с контактных поверхностей, что резко
снижает прочностные характеристики при динамическом нагружении. Кроме того,
такие схемы нагружения требуют завышения параметров давления и температуры,
что резко увеличивает степень деформации свариваемых изделий и уровень внутрен-
них напряжений в- них из-за разницы коэффициентов термического расширения в
свариваемых разнородных материалах.
36
mix и газовых систем, а также силовые трубчатые конструкции типа
фирм Такие трубопроводы часто эксплуатируют в сложных и разнообраз-
ии к условиях: под коррозионным воздействием рабочей и окражающей
11>< д, при статических и динамических нагрузках, низких и высоких тем-
in ритурах, частой смене нагрева и охлаждения. Надежная работа таких
। рубопроводов и трубчатых конструкций во многом определяется качест-
вом их соединительных элементов.
Известно, что алюминиевые трубопроводы и трубчатые конструкции,
И1>11 одно отличаясь от стальных своей малой массой, не получили широко-
। о применения из-за несовершенства их соединительных элементов. Разъ-
емные (резьбовые) соединения этих трубопроводов обладают низкой ме-
хппической прочностью и не обеспечивают герметичности при повторном
монтаже. Обычно при повторном монтаже алюминиевых трубопроводов
pt зьба их быстро изнашивается, место контакта нагартовывается и не
обеспечивает герметичного соединения или достаточной термостойкости
и 1-за применения резиновой прокладки. В сварных соединениях, получен-
ных сваркой плавлением, качество швов низкое и нестабильное из-за пло-
хой свариваемости алюминиевых сплавов в вертикальном и потолочном
положениях. Указанные недостатки устраняют, применяя алюминиевые
|рубопроводы с алюминиево-стальными переходниками (рис. 17), кото-
рые алюминиевой частью приваривают к трубе в производственных ус-
ловиях.	/
Соединительные элементы этих трубопроводов сделаны из стали. Они
позволяют качественно соединять трубопроводы в различных пространст-
венных положениях либо сваркой (рис. 17,6), либо на резьбе (рис. 17,а).
11ри этом разъемные соединения из стали, сохраняя герметичность, позво-
ляют осуществлять многоразовый монтаж. Такие трубопроводы обладают
Рис. 17. Разъемное (а) и сварное (б) монтажные соединения алюминиевых трубопро-
водов:
1 — алюминиевая труба; 2 — алюминиевая часть переходника; 3 — стальная часть пе-
реходника; 4 — стык твердофазного сварного соединения алюминии — сталь, полу-
ченный клинопрессовой сваркой; 5 — алюминиевое подкладное кольцо; 6 — сталь-
ное подкладное кольцо
37
всеми преимуществами как алюминиевых, так и стальных конструкций
и позволяют более полно использовать ценные свойства данного сочета-
ния материалов: высокую удельную прочность, коррозионную стойкость и
т.п. Однако применение их в промышленности также сдерживается труд-
ностью получения качественного сварного соединения между алюминие-
вой и стальной частями переходников из-за резкого различия их физико-
механических свойств (температур плавления алюминия и сталей; коэф-
фициентов линейного расширения, обусловливающих возникновение зна-
чительных термических напряжений; теплопроводности). Кроме того, в
сварочной ванне образуются тугоплавкие окисные пленки Д12О3, кото-
рые невозможно удалить, а в месте контакта алюминия со сталью возни-
кают прослойки хрупких интерметаллидов.
В то же время существующие твердофазные способы соединения также
не нашли широкого применения в промышленности при изготовлении
трубчатых конструкций. Способы сварки холодной, взрывом, ультразву-
ковой непригодны для соединения трубчатых конструкций из-за несоот-
ветствия геометрической формы соединяемых заготовок технологичес-
ким схемам процесса, т.е. этими способами в основном свариваются плос-
кие изделия, а также по ряду других причин [ 28, 29]. При способах свар-
диффузионной и трением трудно контролировать величину температу-
ры в зоне контакта, что часто приводит к возникновению хрупких интер-
металлидных прослоек. Кроме того, большинство перечисленных методов
сварки требует узкоспециализированного оборудования, что затрудняет
их применение в монтажных условиях. Важную проблему соединения
трубчатых конструкций из однородных и разнородных материалов можно
разрешить с помощью разработанного, исследованного и внедренного в
производство нового способа сварки разнородных материалов в твердой
фазе, основанного на локализации и интенсификации сил контактного
трения в приповерхностных слоях свариваемых материалов [ 28, 29,92 —
101]. Данный способ сварки в отличие от существующих не требует спе-
циального оборудования, отличается простотой технологических процес-
сов и высокой производительностью.
Сущность к., [нопрессовой сварки разнородных, резко отличающихся
по 'твердости материалов заключается в на> певе соединяемых деталей на
и в защитной с еде и последующем впрессовывании детали из
более твердого	11	лее пластичный 2 (рис. 18). Предлагаемый
способ сварки отличается от известных формой рабочего элемента детали
из более твердого материала, продольное сечение которой имеет вид тра-
пеции или треугольника. При этом рабочую часть детали из более твердого
материала 1, как правило, затачивают на некоторый угол а. Последующей
механической обработкой сварных заготовок получают трубчатые соеди-
нительные элементы (переходники) разнообразной формы и размеров
(рис. 18). В зависимости от диаметра биметаллических переходников
применяют сплошные (рис. 18 а — для диаметра 4-20 мм) или полые
(рис. 18, б - для диаметра 20 — 400 мм; заготовки.
Данный способ сварки применим те 'только для соединения разнород-
ных материалов, резко различающихся по твердости (медные и илюмини-
38
|'ис. 18. Различные варианты тех-
нологических схем клинопрессо-
иой сварки трубчатых переход-
ников малого (а) и большого
(б) диаметра из разнородных
материалов:
/ — деталь из более твердого ма-
териала; 2 — деталь из более мя-
гкого материала; 3 — прессфор-
ма; 4 — шток пресса; 5 — нагре-
ватель; 6 — корпус камеры
свые сплавы + стали, титановые сплавы, композиционные материалы,
ниобий, молибден и др.), но и для материалов, близких по твердости
(сталь + сталь, сталь + титановые сплавы и др.). В последнем случае на
одну из заготовок, заточенных на конус, предварительно наваривают
•юнее пластичный металл, а в другой детали предварительно растачивают
конусное отверстие. В этом случае можно также раз	ревать сва-
риваемые материалы до различных температур.
Технологические варианты, показанные на рис. 18, б, применяют в
основном для сварки уже готовых трубных заготовок диаметром 20 —
400 мм, в то время как по схеме рис. 18, а трубчатые переходники полу-
чают механической обработкой сплошной сварной заготовки. При этом
перед сваркой проводят двустороннюю разделку торцовой части трубы
под конус, а для последующей запрессовки в трубу в целях минималь-
ного искажения геометрии свариваемых деталей применяют существу-
ющие внутреннюю и внешнюю оправки. Существенное преимущество
такой технологической схемы — отсутствие последующей механической
обработки. Если из-за большой разницы коэффициентов термического
расширения (КТР) на стадии охлаждения сварное соединение разруша-
ется, то необходимо специально подбирать материал оправки с соответ-
ствующей величиной КТР.
Клинопрессовая сварка материалов, резко различающихся по своим
физйко-механическим свойствам, протекает следующим образом. Физи-
ческий контакт образуется в результате пластической деформации более
пластичного материала. При этом контактное смещение и течение пласти-
чного материала по поверхности детали из более твердого материала вы-
зывают пластическую деформацию в его поверхностных слоях, которая
является одним из активирующих факторов при образовании прочного
твердофазного соединения. Преимущества такой схемы нагружения —
39
полное отсутствие объемного формоизменения конуса или клина из более
твердого материала и локализация деформации в его тонких приповерх-
ностных слоях. Поэтому при выбранной схеме нагружения, кроме увели-
чения компоненты сдвиговых напряжений и улучшения условий образо1
вания физического контакта, можно ожидать облегчения пластического
течения поверхности. Таким образом, в процессе сварки активация кон-
тактных поверхностей обеспечивается предварительным нагревом деталей
перед сваркой (термическая активация) и пластической деформацией
соединяемых металлов в процессе сварки (механическая активация).
При относительно низких температурх, когда схватывание на контакт-
ных поверхностях отсутствует, предложенный способ внедрения более
твердого материала в более мягкий можно использовать как самостоя-
тельный метод нагружения приповерхностных слоев твердого тела, ана-
логично методике ’’мягкого укола” [ 102, 103}, для исследования энер-
гетических особенностей пластической деформации приповерхностных
слоев кристаллических материалов по сравнению с их внутренними объ-
емными слоями и для изучения закономерностей аномальной пластичес-
кой деформации вблизи поверхности твердого тела.
Основные технологические параметры процесса клинопрессовой свар-
ки: температура совместного или раздельного нагрева деталей из пласти-
ческого и более твердого материалов (7j , 7ц), усилие запрессовки (вели-
чина удельного давления^у-дк скорость за>,рессовк1^(г величина угла
заточки стальной детал!(^(а)>кроме перечисленных параметров, на усло-
вия образования сварного~соединения большое влияние также оказывает
соотношение геометрических размеров свариваемых заготовок (D/d,
H]h и др.) при запрессовке с использованием прессформы (рис. 19, а) и
без нее (рис. 19, б).
Поскольку при клинопрессовом способе сварки более твердая деталь
в виде конуса или клина не претерпевает заметного объемного формоиз-
менения (по крайней мере, изменение геометрических размеров не фикси-
Рис. 19. Две технологические схемы запрессовки детали из более твердого материала
(7) в более пластичный материал (2) при клинопрессовой сварке:
4J — в пресс форме 3 при малых значениях D/d (анология с технологической схемой
закрытой прошивки) ; б — без прессформы при больших отношениях D/d (анология
с технологической схемой открытой прошйвки)
40
руется обычными инженерными способами контроля), ее можно рассмат-
ривать по анологии с технологическими процессами обработки металлов
давлением как жесткий недеформируемый инструмент, внедряющийся в
пластичную деформируемую среду [ 104]. Поэтому в общем случае реше-
ние задачи пластичности сводится к опрег ленг э напряженно-дефор миро-
ванного состояния и условий пластического течения более мягкого мате-
риала (алюминиевого сплава), а по ним — к.оценке закономерностей из-
менения контактных напряжений на границе раздела твердый — пластич-
ный материал, которые и ответственны за микропластическую деформа-
цию твердого материала в поверхностных слоях и образование твердофаз-
ного соединения.
Изменение геометрических параметров D, d, Н, h, а, а также их соот-
ношения между собой существенно влияет на характер формоизменения
более пластичного материала и напряженного состояния на контактной
поверхности раздела. Как правило, увеличение соотношения D/ d повыша-
ет давление запрессовки (руд) и создает более жесткое напряженное со-
стояние на поверхности более твердого материала при запрессовке клина
в заготовку без прессформы. Однако эти закономерности изменяются
при запрессовке с использованием прессформы. В этом случае, наоборот,
для повышения величины удельного давления запрессовки следует ис-
пользовать как можно меньшие отношения D/ d.
При постоянных перечисленных выше геометрических параметрах ус-
ловия пластического течения более мягкого материала и характер напря-
женного состояния можно варьировать в широких пределах, изменяя
другие основные параметры процесса — температуру подогрева пластич-
ного и более твердого материалов, скорость прессования и общую величи-
ну усилия запрессовки. Подбор этих параметров позволяет оптимизиро-
вать режимы сварки материалов, не только резко отличающихся по твер-
дости, например сталь 12Х18Н9Т со сплавами АД1 и АМгЗ, но и со значи-
тельно меньшей разницей в модулях упругости и деформационных харак-
теристиках. В частности, клинопрессовая сварка материалов с малой раз-
ницей в модулях упругости и деформационных характеристиках. В част-
ности, клинопрессовая сварка материалов с малой разницей в модулях
упругости и деформационных свойствах возможна, например, при исполь-
зовании следующих технологических приемов раздельный нагрев свари-
ваемых материалов до различных температур; предварительное сверление
'гверстия определенного диаметра в более мягком материале; использо-
вание промежуточного более пластичного материала и др. Так, апример.
способом клинопрессовой сварки можно соединять сталь 12Х18Н9Т с
алюминиевомагниевым сплавом АМгб, если использовать в качестве про-
межуточной прокладки кольцо из сплава АД1. Этим методом были успеш-
но сварены также материалы в следующих сочетаниях: сталь 12Х18Н9Т —
инструментальная сталь 95X18; сталь 12Х18Н9Т — титановый сплав
ВТ5-1 и др. Чтобы предотвратить искажение геометрии клина из впрессо-
вываемого материала, в другом материале механической обработкой
предварительно создают конусное отверстие. В обоих случаях получены
равнопрочные алюминию сварные соединения, которые при механических
41
испытаниях разрушались по менее прочному материалу вдали от контакт-
ной границы раздела. Таким образом, способ клинопрессовой сварки
применим для соединения широкого круга различных сочетаний разно-
родных материалов.
3. Влияние степени деформации пластичного материала,
скорости прессования и угла заточки клина
на величину давления прессования
На величину давления прессования влияют: физико-механические свой-
ства используемого алюминиевого сплава, температура его нагрева и отно-
сительная степень деформации, угол заточки стальной детали и скорость
прессования, соотношение размеров свариваемых заготовок. Степень вли-
яния этих факторов неодинакова. Влияние степени деформации алюми-
ния, угла заточки стального конуса и скорости прессования исследовали
при постоянной глубине запрессовки и постоянном соотношении размеров
свариваемых заготовок. Давление прессования определяли делением мак-
симального усилия прессования на наибольшую площадь поперечного сече-
ния стального клина в месте контакта с алюминием.
Кроме того, параллельно давление прессования регистрировали на при-
борном стенде пресса.
Поскольку физико-механические свойства алюминиевого сплава зави-
сят от его химического состава, то в конечном счете представляло интерес
экспериментально определить величину усилия прессования для двух раз-
личных сочетаний свариваемых пар материалов: при сварке технически
чистого алюминия марки АД1 и алюмийиевомагниевого сплава АМгЗ с не-
ржавеющей сталью.
Основное влияние на величину усилия прессования при сварке оказы-
вает величина	и.” деформации алюминиевой заготовки и тем-
пература ее нагрева. В процессах прошивки и обратного прессования раз-
личные авторы по-разному определяют степень деформации заготовки
[ 105]. Одни авторы исходят из отношения площади поперечного сечения
пуансона к площади заготовки, другие — из соотношения диаметров пуан-
сона и заготовки Третьи предлагают оценивать величину деформации за-
готовки по отношению высот непрошитой и прошитой частей заготовок
и т.д.. Нами за относительную степень деформации алюминиевой заготов-
ки при клинопрессовой сварке алюминиево-стальных переходников было
принято отношение площадей поперечного сечения рабочей части стальной
детали в места контакта с алюминиевой деталью к площади поперечного
сечения алюминиевой детали, которое, по-видимому, правильнее называть
степенью обжатия:
e'ajI-FCT/FajI 100%,	(П. 2)
где FCT — площадь поперечного сечения стальной детали; Fan - площадь
поперечного сечения алюминиевой детали.
Зависимость давления прессования от степени деформации алюминие-
вой заготовки определяли при сварке сплавов АД1 и АМгЗ с нержавею-
щей сталью 12Х18Н9Т в среде аргона с нагревом деталей до температуры
42
Рис. 20. Изменение давления прессо-
вания (Руд) при, сварке металлов
АМгЗ + 12Х18Н9Т (1, Г ), АД1 +
+ 12Х18Н9Т (2, 2') в среде аргона
от степени деформации алюминиевой
детали (е ал):
1, 2 -	= ТС1 = 673 К; Г, 2'-
713 К
673 и 713 К. Исследование проводили на образцах с углом заточки сталь-
ной детали а = 0,34 рад. Скорость прессования была постоянной 1,33X1
ХЮ-3 м/с. Результаты исследования приведены на рис. 20.
Из графика видно*, что с увеличением степени деформации алюминие-
вой детали давление прессования растет. Причем при изменении степени
деформации алюминиевой детали от 20 до 40 % давление прессования
практически не изменяется и при температуре сварки 713 К составляет
95 МПа для сплава АД1 и 180 МПа для сплава АМгЗ. При дальнейшем
увеличении степени деформации алюминиевой детали до 80 % давление
прессования быстро возрастает до 150 МПа в первом случае и до
280 МПа — во втором.
Понижение температуры нагрева заготовок до 40 К приводит к росту
давления прессования при сварке металлов АМгЗ ч- 12Х18Н9Т и АД1 +
+ 12Х18Н9Т на 15 — 17 % из-за увеличения предела текучести алюминие-
вых сплавов. С повышением степени деформации алюминиевой детали
эта разница несколько возрастает, что, по-видимому, объясняется увели-
чением степени деформационного упрочнения этих материалов. Кроме
того, на рис. 20 для сравнения нанесены данные (пунктирные кривые
3 и 4), полученные по аналитическим зависимостям. При этом кривую
3 вычисляли по формуле М.В. Сторожева и Е.А. Попова [ 106], а кривую
4 по уравнению Ю.Л. Рождественского с сотрудниками [ 107]. Как видно,
согласие экспериментальных и расчетных данных вполне удовлетвори-
тельное. Правда, поскольку сопротивление деформации сплава АМгЗ
при аналитическом определении усилия деформирования выбирали по
средним значениям из литературных данных, вычисленные значения
усилия запрессовки — несколько приближенные.
Влияние скорости внедрения стальной детали на величину давления
прессования при сварке указанных металлов изучали на образцах с на-
гревом алюминиевой и стальной деталей до 673 К. При проведении ис-
следований скорость прессования варьировали от 0,05 • 10“3 до 2,6 х
х 10-3 м/с. Результаты исследования приведены на рис. 21, а. Видно,
что с увеличением скорости прессования усилие прессования пропор-
ционально возрастет почти на 70 %. Это можно объяснить влиянием
скорости на горячее деформационное упрочнение материалов, а также
43
Рис. 21. Зависимость давления прессования (Руд) при клинопрессовой сварке метал-
лов АМгЗ + 12Х18Н9Т (У) и АД1 + 12Х18Н9Т (2) в среде аргона от скорости прессо-
вания (в) и величины угла заточки стальной детали (б)
соответствующим повышением предела текучести и сопротивления де-
формации Алюминиевых сплавов. При этом, как видно на рис. 21,а, рост
усилия прессования с увеличением скорости прессования идет несколько
интенсивнее в случае запрессовки стального конуса в сплав АМгЗ по
сравнению с запрессовкой в АД1. Кроме того, полученные эксперимен-
тальные данные свидетельствуют о том, что в случае высоких значений
скорости прессования и соответственно малых величин времени сварки
скорость возврата в алюминиевых сплавах при этих температурах значи-
тельно отстает от скорости деформационного упрочнения материалов.
Влияние величины утла заточки стальной детали на удельное давление
прессования при сварке металлов АМгЗ + 12Х18Н9Т и АД1 + 12Х18Н9Т
изучали на образцах с углами заточки стальной детали 0,34; 1,04; 1,57
и 2,09 рад. Температура сварки была равна 673 К. Скорость прессования
была равна 1,33 • 10-3 м/с.
Результаты исследования предствалены на рис. 21, б. Видно, что с уве-
личением угла заточки стальной детали от 0,34 до 1,57 рад усилие прес-
сования уменьшается почти на 50 %, а при последующем увеличении угла
до 2,09 рад усилие прессования практически остается без изменения. Что-
бы исключить влияние других геометрических факторов на усилие прес-
сования при изменении угла заточки стальной детали, основные размеры
стального конуса, а именно его высоту (глубину запрессованной части
h ), а также диаметр у основания конуса сохраняли постоянными. Таким
образом, от угла заточки зависел лишь малый диаметр торцовой части
стального конуса. С увеличением угла заточки уменьшаются величина
мертвой зоны под торцовой частью пуансона и тангенциальная составля-
ющая усилия на контактной поверхности пуансона, сокращается общая
величина площади контакта пуансона с деформируемым материалом. В
результате уменьшается удельный вклад той части усилия деформирова-
ния, которая направлена на преодоление сил контактного трения. Этим и
можно объяснить падение удельного усилия прессования на рис. 21,6.
44
Исследование методом координатных сеток
пластической деформации контактной поверхности
л иоминиевой детали после клинопрессовой сварки
От поля напряжений и деформаций во всем объеме деформируемого тела
швисит распределение сил трения на контактных поверхностях раздела
свариваемых материалов.
Характер зависимости касательного напряжения от нормального давле-
ния и контактного смещения в значительной мере определяется механи-
ческими свойствами металлов трущейся пары и главным образом свойст-
вами более пластичного металла, так как при трении в основном деформи-
'ется тонкий приконтактный слой меткого металла.
Максимально возможная величина удельной силы трения не морсет
превысить предел текучести деформируемого металла в приконтактном
слое .Tsk. Для различных точек контактной поверхности удельная сила
прения л зависимости от механических свойств приконтактного слоя мо-
жет быть определена в виде т =4>Tsk> где 0	1 (jf — функция коорди-
нат, давления и смещения).
При решении задач обработки металлов давлением задаются механи-
ческие свойства металла в объеме очага деформации ts.
При сравнении сил трения с усредненным по объему пределом теку-
чести tsv может оказаться, что т > tsv и даже тср > rsv . Это связано
с тем, что механические свойства различны из-за разного деформацион-
ного (преимущественно для Голодной деформации) и скоростного (для
горячей деформации) упрочнения в объеме и приконтактном слое.
Таким образом, величина касательного напряжения в той или иной
точке контактной поверхности зависит от:
1)	механических условий на поверхности (давление и перемещение);
2)	свойств деформируемого металла;
3)	состояния трущихся поверхностей.
В общем виде эту зависимость можно представить следующим обра-
зом:
т =f(.U, р,М, р),
где U — контактное смещение; р — нормальное давление в точке со смеще-
нием (7; М — фактор, учитывающий зависимость механических свойств
деформируемого металла от температуры, скорости и степени деформа-
ции; д — характеристика физико-химического и механического состояния
контактных поверхностей.
Величины U, р и М являются функциями координат. Поле напряжений
и деформаций в деформируемом теле зависит от механических свойств
деформируемого тела и граничных условий его нагружения. Рост сил
трения может происходить главным образом в результате развития про-
цессов упрочнения в тонком приконтактном слое. Изменение касатель-
ных напряжений с ростом контактных смещений в результате упрочне-
ния при скольжении менее существенно, чем в области изменения смеще-
ний от нуля до величины, соответствующей переходу к скольжению.
45
При малом относительном перемещении металлов влияние величины
смещения на напряжения наиболее значительно. При рассмотрении кон-
тактного трения можно считать, что такая зависимость характерна для из-
менения касательных напряжений при переходе от прилипания к скольже-
нию. В начальной стадии развития скольжения (точнее, при предваритель-
ных смещениях) в какой-либо точке контактной поверхности даже не-
большой рост контактного смещения вызывает значительный рост каса-
тельного напряжения.
При увеличении указанного перемещения касательные напряжения для
упрочняющихся металлов также зависят от смещения, но в значительно
меньшей степени, чем в первой стадии. Для неупрочняющихся материалов
при смещениях, соответствующих скольжению, касательные напряжения
не зависят от смещений.
В связи со сказанным представляло интерес изучить характер пласти-
ческой деформации именно на контактных поверхностях раздела свари-
ваемых материалов и в первую очередь в приконтактных слоях более
пластичного материала. По-видймому, если использовать для этих целей
метод координатных сеток, то величина пластической деформации непо-
средственно на контактной поверхности алюминиевой заготовки, вычис-
ленная по изменению шага координатной сетки после запрессовки, и
будет являться величиной контактного смещения более пластичного
материала (алюминия) относительно поверхности более твердого мате-
риала (стали). Эта величина будет определять уровень и характер распре-
деления контактных напряжений на границе раздела свариваемых мате-
риалов.
Пластическую деформацию контактной поверхности алюминия изу-
чали при сварке алюминия АД1 со стальными деталями, угол заточки
которых изменяли от 0,34 до 2,61 рад. Алюминиевую деталь предвари-
тельно разрезали по диаметру, анодировали до черного цвета, после чего
на ее диаметральной плоскости и рабочем торце наносили координатную
сетку с шагом 1  10-3 м. Затем половинки алюминиевой заготовки поме-
щали в прессформу (контейнер) и впрессовывали в нее заточенный на
угол конец стальной детали. После удаления стальной детали половинки
алюминиевой детали вновь разъединяли для фотографирования деформи-
рованной координатной сетки. Характер искажения ее после запрессовки
представлен на рис. 22 и очень схож с характером деформации коорди-
натной сетки при прошивке.
Горизонтальные и вертикальные линии координатной сетки на диамет-
ральной плоскости алюминиевой детали после сварки искривляются. Ис-
кривление этих линий все более усиливается по мере приближения к
поверхности контакта, что объясняется увеличением сдвиговых деформа-
ций, т.е. степени деформации алюминия на контактной поверхности раз-
дела. Это говорит о правомерности высказанных выше соображений о
том, что степень пластической деформации и деформационного упрочие-
вдя материала, а следовательно, и напряжение пластического течения
материала в приконтактных слоях значительно выше, чем в объеме алю-
миниевого сплава. Кроме того, следы микроскопического декорирования
46-
Рис. 22. Характер деформации контактных поверхностей слоев (а) и внутренних сло-
ев {б, в) алюминиевой детали в процессе клинопрессовой сварки со сталью
I2X18H9T
шверхности стального конуса алюминием вследствие проявления схва-
ывания свидетельствуют о том, что, по-видимому, в данных условиях
деформации коэффициент трения близок к своему максимальному зна-
чению (д =К =0,5). Принимая во внимание то, что окисная пленка алюми-
ния очень твердая (9 ед. по Моосу) и хрупкая, можно предположить, что
она разламывается на куски, между которыми появляются неокислен-
ные ювенильные поверхности алюминия, которые при соответствующих
условиях могут схватываться с контактной поверхностью стальной
цстали.
47
Под торцовыМ'срезом стальной детали отчетливо видна мертвая зона
алюминиевого сплава и отсутствие относительного смещения поверхнос-
тей стальной и алюминиевой детали. Боковые же поверхности стальной
детали при ее впрессовывании втягивают поверхностные слои алюминие-
вой детали и деформируют (растягивают) их. После впрессовывания и
последующего удаления стальной детали расстояния между линиями де-
формированной координатной сетки на контактной поверхности алюми-
ния измеряли на микроскопе УИМ-21. Степень пластической деформации
оценивали, сравнивая шаг исходной координатной сетки с расстоянием
Между ее линиями на контактной поверхности алюминиевой детали после
впрессовывания в нее стальной детали, и определяли по формуле
еал = (/-/о)До-1ОО%,	<?• 3)
где I о — шаг исходной координатной сетки; I — расстояние между лини-
ями координатной сетки на контактной поверхности алюминиевой дета-
ли после запрессовки в нее стального конуса.
При запрессовке площадь кольца F -irR2 — irr2 (где R и г — радиусы
верхнего и нижнего торца, пуансона соответственно) растягивают-
ся в площадь Fi, равную площади боковой поверхности конуса F2 • Поэ-
тому относительную степень деформации контактной поверхности алюми-
ниевой детали можно представить в виде:
е = (l/sina/2 — 1) • 100%,	_	(П- 4)
где а\— угол заточки стальной детали.
ч. Как следует из формулы (II. 4), степень пластической деформации кон-
тактной поверхности алюминиевой детали зависит от величины угла за-
точки стальной детали. По координатным сеткам исследовали зависимость
еал =/(«) при изменении угла заточки от 0,34 до 3,14 рад. Полученные
экспериментальные и рассчитанные по формуле (II. 4) данные представле-
ны на рис. 23. На рис. 23 видно, что экспериментальные и расчетные дан-
ные довольно хорошо совпадают между собой. Весьма незначительное их
различие, по-видимому, может быть обусловлено эффектом проскальзы-
вания между поверхностями стальной и алюминиевой детали, которое,
естественно, не фиксируется методом координатных сеток. Именно на
эту возможную весьма малую величину проскальзывания и будет отли-
чаться истинная величина контактного смещения от величины контакт-
ной пластической деформации поверхности алюминиевой детали.
На рис. 23 видно, что наиболее интенсивный рост величины е ал наблю-
дается при уменьшении угла заточки от 1,57 до 0,34 рад и ниже. При угле
более 1,57 рад рост степени деформации алюминия от угла заточки сталь-
ной детали становится слабее. При углах заточки а =0,34; 1,57 и 2,61 рад
е ал соответственно равна 475; 43 и 4 %.
Полученная экспериментальная зависимость еал =/(а) находится в
хорошем соответствии с экспериментальным графиком р =f (a), пред-
ставленным на рис. 21, б. С уменьшением угла заточки растет тангенци-
альная составляющая усилия прессования на боковой поверхности сталь-
ного конуса. Это приводит к увеличению контактного смещения U на
48
Рис. 23. Зависимость деформации ра-
бочей поверхности алюминиевой де-
тали (е ал) от величины угла заточки
стальной детали (а):
/ — расчетная; 2 — эксперименталь-
ная
к интактной границе раздела, чем
рис. 23. В то эе время рост величины контактного смещения вызывает
увеличение сил трения, которые, в свою очередь, повышают удельное
давление прессования (см. рис. 21, б). Кроме того, повышение степени
пластической деформации алюминиевого сплава в приконтактной зоне
из-за проявленид деформационного упрочнения увеличивает напряжение
течения материала, что также сказывается на повышении уровня контакт-
ных напряжений трения на поверхности раздела свариваемых материалов.
4. Исследование пластической деформации в контактных
приповерхностных слоях более твердого материала
Исследование пластической деформации
контактной поверхности стальной детали
методом реперных точек
Для выяснения величины и характера распределения пластической дефор-
мации в приповерхностных слоях стальной детали в процессе клинопрес-
совой сварки было проведено исследование на образцах, стальную часть
которых изготавливали из хромоникелевой стали 12Х18Н9Т с углом
заточки а =034 рад, а алюминиевую — из алюминия марки АД1. При кли-
нопрессовой сварке с алюминием пластическа' деформация контактной
поверхности стальной детади локализуется в очень тонком слое, который
не 1 > вляется обычными микроскопическими методами исследования. В
литературе [ 109j известен метод реперных точек, который применяют
для изучения межзеренной и внутризеренной микронеоднородности плас-
тической деформации поликристаллических материалов. Данный метод
основан на измерении расстояния между реперными точками (отпечатка-
ми микротвердости) на поверхности образца до и после протекания про-
цесса деформации. Однако в отличие от указанной методики, при которой
обычно применяют нагружение пирамидой. Виккерса при относительно
больших величинах нагрузок, в данной работе, чтобы повысить чувстви-
тельность метода и использовать его для регистрации пластической дефор-
мации именно в тонких поверхностных слоях материала, работали с ма-
лыми нагрузками 1—2 гсУДля локализации отпечатка в еще более тонких
приповерхностных слоях стального образца служила пирамида Кнуппа,
49
глубина отпечатка которой в 30 раз меньше ее диагонали и в 4,5 раза мень-
ше, чем у пирамиды Виккерса.
алию подвергали детали из стали 12Х18Н9Т с а = 0,34 рад
после сварки с алюминием АД1 и алюминиевомагниевым сплавом АМгЗ
при температурах 573, 673, 773 и 873 К. С целью выравнивания механи-
ческих свойств материала стальные прутки, предназначенные для изго-
т ШМ1Ц деталей, отжигали при 1423 К в течение 3 ч. После механичес-
кой обработки и полирования рабочих поверхностей стальные детали
еще раз отжигали в вакууме 0,066 Па при том же режиме. Далее прово-
иж ш электролитическое полирование деталей в хлорно-уксусном электро-
лите до полного удаления наклепанного слоя, что контролировали мето-
дом микротвердости при малых нагрузках на индентор. Контроль качест-
ва поверхности после электрополирования вели на микроинтерферометре
МИИ-4. Контактная поверхность изготовленных таким образом стальных
деталей считалась свободной от наклепанного слоя и остаточных напря-
ао гй-
Отпечатки микротвердости (реперные точки) в количестве 50 шт. с
шагом 200 мкм наносили на рабочую поверхность стальной детали с
микротвердомера конструкции М.С. Абловой, снабженного
. мом программного автоматического нагружения. Деформиро-
вашмм состояние контактной поверхности стальной детали оценивали,
1м<_*-wrы ш. относительную деформацию каждого участка как е =
=ьц По, где Д/, — абсолютная деформация данного участка; Iq —
- . длина участка. Расстояние между реперными точками до и
после сварки с алюминием измеряли с точностью 3 - 10-2 мкм. После
сварки алюминий удаляли с контактной поверхности стальной детали,
стража авм его в растворе щелочи.
Результаты проведенных исследований показывают (рис. 24), что
ммпктява поверхность стальной детали пластически деформируется
при всех режимах сварки и относительная величина изменения расстоя-
нии между отпечатками достигает 1,5 — 4 %, в то время как объемная
 стальной детали отсутствует (б, в," г) или имеет весьма не-
билмоую (а) величину (< 0.01_9Q._Ha рис. 24 видно, что микроучастки
км	поверхностистальной детали испытьшают деформацию сжатия
и рк	Это объясняется тем, что при приложении сдвиговых на-
..-7 в результате взаимодействия различно взаимноориентирован-
ных зерен (кристаллитов) и соблюдения условия сплошности материала
в ирсиж се его деформирования возможно возникновение растянутых
н сжатых микрообластей. При этом число сжатых и растянутых областей
прн высокой температуре примерно равно. С понижением температуры
шело сжатых областей увеличивается. Результаты выполненного экспе-
рт меш а хорошо согласуются с исследованиями А.В. Гурьева и Л.В. Кук-
ы[ 109].
।
Таким образом, результаты проведенных исследований однозначно по-
лзали,. что поверхность стальной детали 12Х18Н9Т в процессе клино-
ресо^ й сварки с алюминием АД1 испытывает весьма большую степень
50
1’ис. 24. Характер распределения микродеформации по длине реперной линии на коп-
гактной поверхности стальной детали 12Х81Н9Т после клинопрессовой сварки с алю-
минием АД1 при температуре, К:
а - 573; 5- 673; в - 773; г - 873
пластической деформации, в то время как объемное формогз i
стального конуса не наблюдается. При этом процесс пластической _,
мации в различных точках (зернах) поверхности стальной детали проте-
кает весьма неоднородно и по знаку, и по величине остаточной .
ции, что, вероятно, можно объяснить влиянием анизотропии it,* .«пси,
разнообразием взаимных расположений зерен металла и ппи«».м харак-
тера напряженного состояния от одного зерна к другому. 3 ли  * кль
пластической деформации стали в одном случае объясняется сгвдвфикой
нагружения ее поверхности силами контактного трения и характером на-
пряженного состояния на границе раздела свариваемых материалов. Одна-
ко не исключена возможность, что в данных условиях нагружения могут
также проявляться условия аномального пластического	»
нерхностных слоев поликристаллического материала, которые «мц.Лм
»ыли рассмотрены в гл. I. В частности, в работе [ 109] при ьф
растяжением образцов из стали СтЗ, поверхность которых была тщатель-
нейшим образом отполирована по специальной методике, было ачссзпо,
что при общей величине остаточной деформации, равной 0,01 % в отдель-
ных микрообластях на поверхности поликристалла степе-v пянедешлгай
деформации достигает 1 %.
Исследование пластической деформации
контактной поверхности на более твердом модельном
материале — бездислокационном монокристалле кремния
Выбор бездислокационного монокристаллического кремния в качестве
модельного объекта для доказательства протекания процесса гшстчк-
кой деформации на поверхности более твердого материала в условиях
клинопрессовой сварки был вызван следующими сообро Во-лер-
51
вых, для выявления дислокаций в монокристаллах можно использовать
очень простой метод селективного травления на ямки с последующим
металлографическим анализом характера и плотности дислокационной
структуры. Во-вторых, использование кремния- в качестве модельного
материала было удобно из-за отсутствия ’’структурного фона”, т.е. исход-
ной плотности ростовых или деформационных дислокаций, что позволяет
наблюдать и количественно оценивать величину пластической деформации
даже при незначительном ее проявлении и регистрировать самые началь-
ные акты пластического течения. В-третьих, выбранная пара материалов
(Al — Si) является наиболее полярным сочетанием по твердости, модулю
упругости и .способности к пластической деформации. Так, например,
кремний имеет твердость по Виккерсу порядка 10000 — 12000 МПа, при
всех видах объемного нагружения пластически не деформируется и разру-
шается абсолютно хрупко вплоть до 873 — 973 К. Однако, согласно ис-
следованиям [ 102 — 103], его приповерхностные слои при определенных
условиях могут .пластически деформироваться при 293 К и даже при 77 К.
И, наконец, кроме указанных причин, выбор кремния в качестве модель-
ного материала был обусловлен также тем, что именно для разнородного
сочетания Al — Si в последние годы наиболее подробно изучены структур-
ные и кинетические закономерности образования твердофазного соеди-
нения.
Кремний — типичный представитель материалов с ковалентным харак-
тером межатомной связи — имеет алмазоподобную кристаллическую ре-
шетку, образует эвтектику с алюминием при 577 К и обладает резко вы-
раженной зависимостью предела текучести от температуры. При пласти-
ческой деформации данный материал обладает ярко выраженной анизо-
тропией свойств, его деформация при скольжении происходит главным
образом в плоскостях {111} по кристаллографическим направлениям
типа<110>.
Образцы кремния вырезали из монокристалла в форме клина, одна
из рабочих плосокостей которого была выполнена параллельно кристал-
лографической плоскости (111)‘. Контактные рабочие поверхности моно-
кристалла кремния шлифовали и полировали до получения оптически
зеркальной поверхности (класс чистоты ^7 146) и затем химически поли-
ровали до полного удаления нарушенного полировкой слоя. Другую
часть образцов исследовали непосредственно после оптической полировки
поверхности. Перед запрессовкой в алюминий кремниевые образцы
промывали в дистиллированной воде и непосредственно перед сваркой
в спирте и горячем хлороформе. Угол клина изменяли в пределах от 0,34
до 2,61 рад. Кремний запрессовывали в алюминии при температуре 773 К
в среде аргона. После стравливания алюминия с поверхности кремния в
соляной кислоте и последующего селективного травления (40 %-ный вод-
ный раствор Сг2О? и HF в отношении 1:1) на контактной поверхности
(111) монокристалла кремния были выявлены четкие дислокационные
ямки травления тетраэдрической формы. При изменении угла заточки
детали из кремния от 2,61 до 034 рад плотность ямок травления на кон-
тактной поверхности^увеличйваетсяот 5 • Ю-3 до 5 м-2. Указанныеизме-
52
нения объясняются увеличением;жасательной ".оставляющей контактных
напряжений и хорошо коррелируют с имеющимися в литературе экспери-
ментальными данными о преобладающей роли сдвиговых контактных
напряжений при осуществлении поверхностей пластической деформации.
Таким образом, в результате выполненного эксперимента установлено,
что в условиях клинопрессовой сварки запрессовка даже значительно
более твердого и менее пластичного материала, чем сталь 12Х18Н9Т,
приводит к пластическому течению его поверхностных слоев, т.е. обра-
зованию, движению и выходу дислокаций на контактную поверхность
раздела свариваемых материалов.
5. Электронномикроскопические исследования
микроструктурных особенностей пластической деформации
в приконтактном слое более твердого материала
Исследование методом реперных точек при малой глубине внедрения
индентора, в также процесса моделирования на бездислокационном крем-
нии показало наличие пластической деформации в поверхностных слоях
более твердого материала в условиях клинопрессовой сварки. Более де-
тальное изучение этого процесса и его закономерностей было выполнено
прямым физическим методом исследования дислокационной структуры —
просвечивающей электронной микроскопией, изучением глубины дефор-
мированного поверхностного слоя, характера и закономерностей образо-
вания, расположения и трансформации дислокационной структуры в зави-
симости от основных параметров прбцесса сварки.
Исследования вели на электронном микроскопе J ЕМ-6А с рабочим
напряжением 100 кВ в лаборатории электронной микроскопии Института
физики металлов ЦНИИЧМ им. Бардина совместно с JIJ4. Утевским.
Дислокационную структуру контактной поверхности изучали на деталях
из стали 12Х18Н9Т до и после сварки с алюминием. Для получения сталь-
ных деталей с минимальными внутренними напряжениями и наклепом их
ажды отжигали по режимам, приведенным выше. Первый раз отжигали
в вакууме непосредственно стальную заготовку, второй раз — клин, изго-
товленный из нее.
Чтобы исключить образование дислокаций из-за механической дефор-
мации при вырезке и утончении образца, в технологии его изготовления
предусматривали отсутствие механического резания. Тонкую фольгу по-
лучали с контактной поверхности стальной детали в состоянии отжига
(до запрессовки) односторонней электроэрозионной вырезкой темплета
диаметром 3,5 • 10~3 м, толщиной 0,3 — 0,5 • 10-3 ми последующей
электролитической полировкой его центральной части со стороны элект-
роэрозионного реза. Такая толщина диска исключает влияние электро-
эрозионной обработки на исследуемую поверхность образца. Схема
вырезки диска электроэрозионным методом приведена на рис. 25.
После вырезки диск помещают в приспособление (рис. 26) таким
образом, чтобы исследуемая его поверхность была плотно прижата к
фторопластовой прокладке и противоположная сторона образца электро-
литически растворялась последовательно через отверстия диаметром
53
Рис. 25. Схема вырезки темплета электроискровым методом:
а — резка щелевого паза; б — вырезка темплета; 1 — стальная деталь; 2 — плоский
электрод; 3 — трубчатый электрод; 4 — вырезанный темплет
а
Рис. 26. Приспособление для электролитического полирования темплета стальной
детали и приготовления из него фольги для электронномикроскопических исследо-
ваний:
в — утончение темплета; б — съем металла с рабочей поверхности темплета; 1 — тем-
плет стальной детали; 2 — пинцет; 3 — фторопластовая прокладка; 4 — фторопласто-
вая втулка;ft Я. — рабочая поверхность темплета
54
1 - 10-3 и 2 - 10“3 м. Электролитическую полировку темплета до необ-
ходимой толщины (50 —100 нм) вели в растворе 5 %-ной хлорной кисло-
ты при следующем режиме: напряжение 25 В, плотность тока 0,5 X
ХЮ-4 А/м2, температура электролита 293 К. Катод изготавливали из
нержавеющей стали. Температуру электролита поддерживали в указан-
ных пределах, охлаждая его водой. Для очистки тонкой фольги от за-
грязнений ее многократно промывали в метиловом спирте. Тонкую фоль-
гу с контактной поверхности стальной детали после сварки ее с алюмини-
ем получали аналогичным образом с той лишь разницей, что после свар-
ки образцов алюминий удаляли растворением в щелочной среде, химичес-
ки нейтральной к стали 12Х18Н9Т. Для послойного анализа дислокацион-
ной структуры на заданных глубинах от поверхности применяли метод
двусторонней электролитической полировки темплета со строго дозиро-
ванным снятием слоя металла с центральной части темплета со стороны
контактной поверхности. При этом диск закрепляли в приспособлении
(рис. 26) таким образом, чтобы обеспечивалось электрополирование
центральной части его рабочей поверхности только на диаметре 2Х
X 10~3 м. Электрополировку вели по схеме и в электролите, описанных
выше. При напряжении 0,5 В скорость растворения была равна ~4,2 нм/с.
Указанная скорость съема металла при электрополировании сохраняется
практически постоянной при глубине съема до 5 мкм. Контроль за вели-
чиной снятого слоя с рабочей контактной поверхности темплета осущест-
влялся во времени электрополирования с использованием предварительно
построенного графика толщина снятого слоя — время электрополирова-
ния. Толщину снятого слоя для каждого промежутка времени оценивали
па интерферометре МИИ-4 по величине микроступеньки. После снятия
слоя заданной толщины при положении темплета, показанном на рис. 26,
б, процесс электрополировки прекращали, образец переворачивали в по-
ложение рис. 26, а и уточнение вели до появления отверстия.
Исходная дислокационная структура стали в состоянии отжига (до
сварки) характеризуется низкой плотностью дислокаций и типичными
ивойниками отжига больших размеров (рис. 27). После сварки со спла-
вом АМгЗ при 673 К плотность дислокаций на контактной поверхности
1410. 27. Дислокационная структура
поверхностных слоев стальной детали
(12X18H9T) в состоянии отжига до
апрессовки. X14000
55
Рис. 28. Дислокационная структура поверхностных (а) и приповерхностных (б—г)
слоев стали 12Х18Н9Т после клинопрессовой сварки с АМгЗ при совместном нагреве
алюминия и стали (Гал = Тст = 673 К; а = 0,34 рад) :
а - XI6000; б- Х30000; в - ХЗОООО; г - Х’28000
стальной детали резко увеличивается (рис. 28, а). При снятии поверх-
ностного деформационного слоя на глубине около 50 (рис. 28, б) и
100 нм (рис. 28, в) плотность дислокаций резко падает и при более глу-
боком последовательном удалении поверхностных слоев плотность дис-
локаций все более уменьшается. И, наконец, при снятии слоя толщиной
1000 нм (рис. 28, г) структура стали становится аналогичной исходной
структуре в состоянии отжига (ср. рис. 27 и 28, г).
При клинопрессовой сварке запрессовка в более мягкий материал
уменьшает величину контактных напряжений, и соответственно должна
56
Рис 29 Дислокационная структура
поверхностных (с) и приповерхност-
ных слоев стали 12Х18Н9Т на глуби-
не 20 (б) и 50 нм (в) после клино-
прессовой сварки со сплавом АД1
(Уал = ^ст = 673 К, а = 0,34 рад) :
а, в - Х40000, б - Х35000
уменьшиться глубина деформированного поверхностного слоя на стали.
Эта закономерность подтвердилась при послойном электронномикроско-
пическом анализе поверхностных слоев стали 12Х18Н9Т после запрес-
совки в алюминий АД1 при температуре 673 К (рис. 29). На рис. 29, а
показана дислокационная структура контактной поверхности стали
непосредственно после сварки При снятии с контактной поверхности
слоя глубиной 20 нм (рис. 29, б) видно, что плотность дислокаций резко
падает. Далее при снятии слоя толщиной 50 нм (рис. 29, в) структура
стали опять напоминает исходную структуру с низкой плотностью дис-
локаций (ср. рис. 27 и рис. 29, в).
Таким образом, проведенные исследования показали, что при внедре-
нии детали из стали 12Х18Н9Т в сплавы АД1 и АМгЗ при температуре
673 К пластическая деформация стали на глубину порядка 50 нм в первом
случае и 1000 нм во втором случае обеспечивает схватывание металлов по
всей поверхности контакта с образованием соединения, равнопрочного
алюминиевому сплаву. В этом случае при механических испытаниях
сварные соединения разрушаются не по линии их раздела, а по основному
57
материалу с меньшим временным сопротивлением разрыву. Эта законо-
мерность подтвердилась также при макроскопическом анализе контакт-
ной поверхности стальной детали, которая после удаления ее из алюмини-
евой детали полностью покрыта слоем алюминиевого сплава. При сниже-
нии температуре или изменении других параметров процесса сварки алю-
миниевый сплав налипает только на отдельных участках контактной по-
верхности стальной детали. Прочность соединения при этом соответствен-
но уменьшается. Одним из характерных структурных признаков, наблюда-
емых при электронномикроскопических исследованиях и свидетельству-
ющих о полноте протекания процесса схватывания и образования прочно-
го сварного соединения, являются дисперсные выделения алюминия в
приконтактной зоне стали (рис. 30). Они образуются на III стадии объ-
емного взаимодействия вследствие протекания процессов гетеродиффу-
зии вблизи контактной границы раз-
дела свариваемых материалов, при-
чем плотность подобных дисперс-
ных выделений резко возрастает с
увеличением температуры и време-
ни сварки или времени отжига свар-
ного соединения после сварки.
Рис. 31. Дислокационная структура поверхностных слоев стали 12Х18Н9Т после
клинопрессовой сварки со сплавом АД1 при Т = 673 К и углах заточки а - 1,04 рад
(Д) и 2,09' (рад) (6) . Х40000
Рис. 30. Выделения алюминия в стали
12Х18Н9Т после клинопрессовой сва-
рки со сплавом АД1 = Тст =
=673 К; а = О, 34 рад). Х40000
58
На приведенных фотографиях видны мелкие дисперсные выделения
алюминия и темные включения очень больших размеров, имеющие
форму параллелограмма или ромба, а иногда и. произвольной формы.
Рис. 32. Дислокационная структура Поверхностных слоев стали 12X18H9T после
клинопрессовой сварки со сплавом АД1 при температурах (Тал = Тст), К:
а, б - 373; в, г - 473; д, е - 573; а, б, г - Х20000; в - Х10000; д, е - Х17000
59
Рис. 33. Деформационные двойники в светлом (с) и в темном (б) после стали
12Х18Н9Т. Х9000
Рис. 34. Дислокационная структура по-
верхностных слоев стали+12Х18Н9Т пос-
ле клинопрессовой сварки со сплавом
АД1 при температурах (7^ = Тст)
673 (а, б) и 773 К (6) :
а - Х12000; б- Х15000; в - Х20000
60
Эти конфигурации относятся к карбидной фазе в нержавеющей стали
и некоторым включениям другого типа (см., например, рис. 28, б).
Электронномикроскопическим методом также исследовали измене-
ние плотности и характера дислокационной структуры в зависимости
от угла заточки стальной детали от 0,34 до 2,61 рад при запрессовке в
алюминий. Такое изменение угла заточки приводит к уменьшению плот-
ности дислокаций в ее контактном поверхностном слое почти на три
порядка. На рис. 31 в качестве примера приведена дислокационная струк-
тура при двух различных углах заточки стальной детали а = 1,04 и 2,09 рад.
Указанная закономерность объясняется увеличением касательной состав-
ляющей контактрых напряжений при уменьшении угла заточки стальной
детали и хорошо коррелирует с металлографическими данными по ямкам
травления на кремнии. Полученные данные тарже хорошо коррелируют с
экспериментально найденными зависимостями изменения давления за-
прессовки (см. рис. 21, б) и величины пластической деформации контакт-
ной поверхности алюминия (см. рис. 23) при изменении угла заточки
стальной детали.
При изучении характера дислокационной структуры поверхностных
слоев стальной детали с углом заточки 0,34 рад после запрессовки в
сплав АД1 при различных температурах (373 — 773 К) было показано,
что для относительно низких температур (373 — 573 К) характерна резкая
неоднородность пластической деформации внутри отдельных зерен, а
также от одного зерна к другому, что хорошо коррелирует с результатами
исследования по реперным точкам (ср. рис. 24 с характёрбм дислокаци-
онно i структуры на рис.'32).
Внутри отдельных зерен поликристалла наблюдаются грубые полосы
ск ольжения с повышенной плотностью дислокаций внутри"них (рис. 32).
Плотность дислокаций меняется также от зерна к зерну, что, по-видимо-.
му, можно объяснить не только с позиций обычной неоднородности плас-
 ической деформации при низких температурах, но и влиянием фактора
анизотропии 1-го и 2-То рода, т.е.
!см, что различные зерна, выхо-
дящие на поверхность образца,
ориентированы по разным крис-
таллографическим плоскостям и
направлениям по отношению к
(трого направленным контакт-
ным напряжениям на поверхнос-
ти стали.
Гис- 35. Выстраивание дислокаций в
полигональные стенки (сталь
I2X18H9T). Х20000
61
Другая специфическая особенность низкотемпературной деформации
поверхности стали — проявление процесса деформационного двойникова-
ния. Тонкие и узкие, типично деформационные двойники наблюдались
довольно часто в темнопольном (рис. 33, б) и обычном светлопольном
(рис. 33, а) изображениях при запрессовке ниже 573 К и особенно часто
при 373 К. При этом в ряде случаев четко наблюдается двойникование
по нескольким кристаллографическим плоскостям. При температуре за-
Рис. 36. ’‘Треки*’ на движущихся дислокационных полупетлях (а), плоские
вки (в, г), напутывание дислокаций на частицы второй фазы, которая играет роль
а - Х60000; б, в - XI5000; г - Х6000; д, € - X10000
62
прессовки выше 573 К механизмы деформации меняются от смешанного
(сдвигообразование + двойникование) к процессу чистого сдвига. При по-
вышении температуры запрессовки до 773 К межзеренная и внутризерен-
ная неоднородность пластической деформации все более уменьшается
(рис. 34), что также согласуется с экспериментальными результатами,
полученными методом реперных точек (ср., например, рис. 24 с характе-
ром изменения дислокационной структуры и степенью равномерности рас-
пределения пластической деформации на рис. 34).
В ряде случаев наблюдается процесс полигонизации (рис. 35) и образо-
вание дислокационных сеток различной конфигурации. Наиболее нагляд-
но дислокационные сетки представлены на рис. 34, в. Интересно отметить,
что процессы полигс иизации и образования дислокационных сеток, наблю-
даемые преимущественно При 773 — 873 К, иногда проявляются и при бо-
лее низких температурах (573 — 673 К). Эти экспериментальные факты,
по-видимому, могут качественно свидетельствовать о том, что вследствие
проявления аномальности механических свойств в поверхностных слоях
кристаллов все стадии деформационного упрочнения у поверхности стали
I2X18H9T как бы сдвинуты по фазе по сравнению с ее объемом, т.е.
пре являются в поверхностных слоях раньше, чем во внутренних объем-
ных слоях материала. Эти особенности пластического течения в приповерх-
ностных слс “х твердого тела могут проявляться из-за действия сил изо-
бражения, фактора повышенной степени гетерогенности поверхности,
различия в проявлении механизмов диссипации энергии на дислокациях,
движущихся в объеме и у поверхности кристалла, а также особенностей
динамики кристаллической решетки вблизи поверхности.
V» чтения дислокаций (6), расщепление дислокаций и образование дефектов упако-
i । опоров (д,ё) настали 12Х18Н9Т:
63
Поверхностные слои кристалла могут также служить и некоторым
барьером, затрудняющим выход дислокаций на его поверхность. Кроме
собственного барьерного эффекта поверхности, связанного с увеличе-
нием поверхностной энергии при выходе дислокаций из кристаллов и
образованием ступенек, и барьерного эффекта Крамера, обусловленного
образованием в приповерхностных слоях некоторого градиента плот-
ности дислокаций (ttefcra-слой), может проявляться и барьерное действие
окисных и других твердых пленок и покрытий. Такой барьерный эффект
окисного или углеродного покрытия наблюдаеася часто непосредственно
на флуоресцирующем экране электронного микроскопа в виде специфи-
ческих ’’треков”, которые образуются при движении и взаимодействии
винтовых компонент дислокационной петли с более твердой поверхност-
ной пленкой (рис. 36, а).
Кроме того, сам факт движения дислокаций в тонкой пленке подтвер-
ждает обоснованность применения различных методов стабилизации
дислокационной структуры в электронномикроскопических объектах с
целью подавления процессов релаксации и устранения различия в дисло-
кационных структурах тонких темплетов и реальных массивных
образцов.
Близость свободной поверхности, а также присутствие примесных ато-
мов, диффундирующих из алюминиевого сплава в сталь, могут также
существенно снизить величину энергии дефекта упаковки материала.
Поэтому наблюдавшееся довольно часто и в большом количестве расщеп-
ление дислокаций (рис. 36, в, г) можно объяснить не только низкой энер-
гией дефектов упаковки в стали 12Х18Н9Т (хотя это и является основной
причной расщепления в данном случае), но и возможным дополнительным
влиянием указанных факторов. Кроме того, низкая энергия дефектов
упаковки может быть ответственна также за образование плоских дисло-
кационных скоплений, которые наблюдались в данном случае в нержаве-
ющей стали (рис. 36, б), в то время как известно, что они встречаются
крайне редко в других г.ц.к. металлах. Обычно это является основным
противоречием и несоответствием между экспериментальными электрон-
номикроскопическими данными и дислокационной моделью в теории де-
формационного упрочнения Зегера. При работе на электронном микро-
скопе часто встречаются клубковые дислокационные структуры, сви-
детельствующие о вкладе близкодействующей компоненты напряжений
и контактного взаимодействия дислокаций в общем процессе деформа-
ционного упрочнения. Центрами таких клубковых образований часто яв-
ляются не только собственные пересечения и переплетения дислокаций,
но и карбидная фаза, вокруг которой напутываются дислокации при сво-
ем движении (рис. 36, д, е).
Г л а в a III
ВЛИЯНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ
НА ПРОЧНОСТЬ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
ПРИ КЛИНОПРЕССОВОЙ СВАРКЕ
РАЗНОРОДНЫХ МЕТАЛЛОВ
Основными технологическими параметрами при сварке металлов в твер-
дом состоянии являются температура нагрева деталей, время взаимодей-
ствия и давление на поверхности контакта. Определение оптимального
соотношения между этими параметрами необходимо при отработке тех-
нологии.
Применительно к клинопрессовой сварке температура задается предва-
рительным нагревом обеих или одной (из м 	- ——
•gfr. Время Их взайМОДеиствия определяется скоростью впрессовывания
детали из более твердого металла. Давлен! , на поверхности контакта
определяется механическими свойствами менее твердого из соединяемых
металлов при температуре сварки, а также величиной угла заточки детали
из более твердого материала и скорости ее впрессовывания. Угол заточки
впрессовываемой детали влияет также на величину пластической деформа-
ции менее твердого из свариваемых металлов в зоне их контакта и тем
самым на прочность сварного соединения.
Прочность соединения при клинопрессовой сварке ’ металлов также
зависит от чистоты механической обработки, способа подготовки свари-
ваемых поверхностей и от среды (воздух, аргон), в которой нагревают
и сваривают детали. Конечно, использование защитной среды (вакуум,
аргон) положительно влияет на образование сварною соединени-., но
и при клинопрессовой сварке металлов на воздухе можно существенным
образом упростить технологию и повысить производительность.
Приведем на примере клинопрессовой сварки сплавов АД1 и АМгЗ
с нержавеющей сталью 12Х18Н9Т результаты экспериментов по опреде-
лению оптимальных технологических параметров сварки. В процессе
этих экспериментов было рассмотрено влияние на прочность сварных
соединений температуры предварительного нагрева деталей, величины
угла заточки стальной детали, скорости прессования, чистоты механи-
ческой обработки и подготовки деталей к сварке, а также толщины интер-
металлидной прослойки.
Сваривали конусные и клиновые образцы (рис. 37) из стали марки
12Х18Н9Т и алюминиевомагниевого сплава АМгЗ или технически чистого
алюминия АД1ГФбрму образцов рис. 37, а применяли для случая, когда
алюминиевая заготовка находилась в контейнере (см. рис. 19, а). Форму
образцов рис. 37, б использовали для сварки без прессформы (см. рис.
19, б). Чтобы обеспечить стабильные свойства деталейлз и ющей
стали, ее подвергали термообработке в прутках по режиму: нагрев до
1333 — 1373 К, выдержка при этой температуре в течение 1 — 1,5 ч с
последующим охлаждением на воздухе.
Рабочие поверхности обеих свариваемых деталей (рис. 37, а) обраба-
тывали тонким точением с чистотой обработки не ниже V 7 для стали и

65
V6 для алюминиевой заготовки, а поверхность стальной детали (рис. 37,
б) обрабатывали фрезерованием с последующим шлифованием до чисто-
ты — v8.
Химический состав стали 12Х18Н9Т следующий, %: 0,12 С; 1 — 2 Мп;
17 — 19 Сг; 8,0 — 9,5 Ni; 0,8 Si; остальное — Fe; сплава АМгЗ: 0,3 —
0,6 Мп; 0,5 — 0,8 Si; 3,2 — 3,8 Mg; остальное — Al.
Рис. 37. Стальные (/) и алюминиевые (2) детали до и после сварки конусных (а) И
клиновых (б) образцов
Рис. 38 Схема рамного приспособления для клинопрессовой сварки стальной и алю-
миниевой деталей:
а — перед сваркой; б —’после сварки
66
Клинопрессовую сварку деталей 1 и 2 вели на разрывной машине
РМ-5 с применением рамного приспособления, которое показано на рис.
38. Конструкция рамного приспособления обеспечивала соосность по-
движного 3 и неподвижного 4 штоков и параллельность их рабочих плос-
костей. Приспособление оборудовано электрической печью 5, которая
может легко перемещаться в вертикальном направлении вдоль непод-
вижного штока. Для создания нейтральной среды вокруг свариваемых
образцов во внутреннюю полость электрической печи подводили ней-
Рис. 39. Образцы из нержавеющей стали (/) и алюминиевого сплава (2) для опреде-
ления механических свойств сварного соединения
Рис. 40. Образцы для оп-
ределения прочности сва-
рного соединения метал-
лов алюминий — сталь
при испытании на растят
жение. Справа показаны
образцы после испытания
67
тральный газ — аргон. Аргон подавали от баллона через ротаметр и тру-
бопровод 6. Асбестовые уплотнения обеспечивали незначительный расход
газа через зазор между электрической печью и штоками. Для уменьшения
теплопередачи из рабочего пространства электрической печи через штоки
приспособления они оборудованы теплоизоляционными прокладками из
асбеста 7.
Температуру нагрева заготовок 1 и 2 измеряли хромель-алюмелевыми
термопарами диаметром 0,2 • 10"13 м. Термопары подводили через цент-
ральные отверстия в подвижном и неподвижном штоках, а их горячий
спай укрепляли в отверстии, сделанном непосредственно в свариваемой
детали. Температуру нагрева заготовок контролировали потенциометром.
Отклонение температуры нагрева заготовок в процессе сварки от задан-
ной не превышало ± 5 К.
Учитывая условия реальной работы переходников в различных кон-
струкциях трубопроводов летательных аппаратов, прочность сварных
соединений .определяли при статическом (сдвиг, растяжение), повтор-
но-переменном (сдвиг, изгиб с вращением) и ударном (сдвиг) нагру-
жениях.
Испытания на сдвиг в условиях статического и динамического нагру-
жения проводили на образцах, показанных на рис. 39, а. Для локализации
места разрушения образцов по сварному соединению алюминиевая их
часть имела несколько больший диаметр, чем рабочая часть стальной дета-
ли. Опорную поверхность алюминиевой детали механически обрабатывали
после сварки для получения соосности образца.
Схема вырезки Пи форма образцов/для испытаний на растяжение и ус-
талостный изгиб при вращении показаны на рис. 39, бив- При изготовле-
нии образцов их ось располагали перпендикулярно плоскости сварного
шва, а сварное соединение — посередине длины образца. Фотографии об-
разцов для определения прочности сварного соединения на растяжение,
до и после испытания, показаны на рис. 40.
1. Влияние температуры нагрева деталей
Нагрев алюминиевой детали. Влияние температуры предварительного на-
грева деталей на прочность сварных соединений АД1 + 12Х18Н9Т и АМгЗ +
+ 12Х18Н9Т изучали при сварке образцов на воздухе и в аргоне.
Клинопрессовая сварка с нагревом соединяемых деталей на воздухе
привлекает простотой технологического исполнения. В этом случае можно
использовать широко распространенные на производстве гидравлические
прессы и муфельные электрические печи без какой-либо специальной до-
работки. Производительность сварки, по существу, будет определяться
производительностью пресса. Нагрев на воздухе приводит к росту толщи-
ны окисной пленки на детали из алюминиевого сплаву Однако толщина
этой пленки не должна существенно влиять на образование сварного сое-
динения вследствие ее хрупкости и разрушения в процессе впрессовыва-
ния стальной детали, особенно с небольшим (до 0,34 рад) углом заточки.
Нагрев на воздухе детали из нержавеющей стали 12Х18Н9Т до 573 К не
увеличивает заметно толщины окисной пленки, но приводит к повышению
68
степени пластической деформации ее поверхностных слоев в зоне контак-
та с алюминиевым сплавом и, следовательно, улучшению условий образо-
вания сварного соединения.
Отсутствие роста или незначительное увеличение толщины окисной
пленки на алюминиевой и стальной деталях при нагреве в защитной среде,
например в аргоне, вероятно, будет также способствовать улучшению ус-
ловий образования и повышению стабильности прочностных свойств свар-
ного соединения. Однако в этом случае потребуется доработка гидравли-
ческого пресса, оборудование его камерой с защитной средой и электри-
ческим нагревателем. Производительность сварки будет определяться
конструкцией приспособлений.
Эксперименты проводили на образцах (см. рис. 39, а, б) с углом заточ-
ки стальной детали (0,34 рад). Сварные соединения с таким углом имеют
стабильные показатели прочности при всех исследованных режимах свар-
ки и относительно небольшую длину переходной зоны при изготовлении
алюминиево-стального трубчатого переходника. Рабочие поверхности
стальной и алюминиевой деталей обрабатывали тонким точением. Сталь
ые детали подвергали электрополировке, а алюминиевые — легкому хи-
мическому травлению. Непосредственно перед сваркой соединяемые дета-
ли обезжиривали в бензине марки ’’калоша”.
Закреплению свариваемых деталей в рамном приспособлении (см. рис.
38) позволило избежать искривления nfrtiri стальной детали при ее
впрессдВывании в Тлюминиевую деталь^ В случае сварки на воздухе сталь-
ную и алюминиевую детали нагревали в муфельных электрических печах.
Все образцы сваривали при скорости впрессовывания стальной детали
1,33 - 10-3 м/с. После сварки образцы механически обрабатывали и испы-
тывали на растяжение с определением прочности сварного соединения на
сдвиг и растяжение.
Зависимость прочности на сдвиг (т) и растяжение (о) соединений
АД1 + 12Х18Н9Т и АМгЗ + 12Х18Н9Т изучали при сварке по трем режи-
мам. Первый режим — сварка на воздухе с предварительным нагревом
только алюминиевой детали; стальная деталь нагревалась теплопередачей
от алюминиевой детали непосредственно в процессе запрессовки. Второй
режим — сварка на воздухе с предварительным нагревом алюминиевой и
стальной деталей; стальную деталь нагревали до 573 К. Третий режим —
сварка в аргоне с предварительным нагревом алюминиевой и стальной де-
талей до одинаковой температуры. Детали из алюминиевого сплава АД1
нагревали до температуры 923 К, из сплава АМгЗ — до 823 К.
Кривые изменения прочности (т, а) сварных соединений АД1 +
+ 12Х18Н9Т и АМгЗ + 12Х18Н9Т от температуры предварительного нагре-
ва деталей, полученных по трем указанным режимам сварки, приведены
на рис. 41. Анализ кривых показывает, что заметный рост прочности на
сдвиг сварных соединений начинается при нагреве деталей из сплавов
АД1 и АМгЗ до температуры выше соответственно: 623 и 673 К — по
первому (рис. 41, а), 423 и 573 К — по второму (рис. 41, б), 373 и
523 К — по третьему режимам сварки (рис. 41, в). С повышением темпе-
ратуры предварительного нагрева деталей из сплавов АД1 до 823 К и
69
АМгЗ до 773 К (первый режим сварки), до 673 К для сплавов АД1 и
АМгЗ (второй режим) и до 573 К для сплавов АД1 и AMir3 (третий ре-
жим) происходит быстрый, рост до наибольшей прочности на сдвиг свар-
ных соединений: 50 — 75 МПа для АД1 + 12Х18Н9Т и 105 — 125 МПа для
АМгЗ + 12Х18Н9Т.
С дальнейшим повышением температуры предварительного нагрева
алюминиевых деталей до 923 К при сварке металлов АД1 + 12Х18Н9Т и
до 823 К — для металлов АМгЗ + 12Х18Н9Т при всех рассматриваемых
режимах прочность на сдвиг сварных соединений остается на том же
уровне или немного понижается (рис. 41). Однако прочность на растя-
жение сварных соединений остается высокой и образцы разрушаются по
их алюминиевой части. Некоторое уменьшение прочности на сдвиг свар-
ных соединений, полученных при наиболее высоких температурах нагрева
деталей, объясняются более полным отжигом деформированных алюми-
ниевых сплавов.
Сравнивая между собой кривые изменения прочности (т, о) сварных
соединений,можно видеть, что наименьшая температура предварительного
нагрева деталей, обеспечивающая получение соединения с высокой проч-
ностью, составляет для первого, второго и третьего режимов сварки соот-
ветственно: 823, 673 и 573 К для металлов АД1 + 12Х18Н9Т и 773,673 и
573 К для АМгЗ + 12Х18Н9Т.
Возможность получения сварного соединения с прочностью, равной
прочности алюминиевой части образца, при более низкой‘температуре
р,МПа в,т,м'Па
373 ¥73 573 673 773 873
Рис. 41. Зависимость прочности на
сдвиг т, растяжение а и давления
прессования р сварных соединений
(а = 0,34 рад) сплавов АД1 и АМгЗ
с нержавеющей сталью 12Х18Н9Т
от температуры нагрева алюминиевой
детали
а — сварка на воздухе, Тст = 293 К;
б — сварка на воздухе, Гст = 573 К;
в — сварка в аргоне, Тгт - Уон:
1, 2 - АД1 + 12Х18Н9Т; 3, 4 -
АМгЗ + 12Х18Н9Т; 1, 3 - разру-
шение по алюминию; 2, 4 — раз-
рушение по линии соединения ме-
таллов
70
предварительного нагрева алюминиевой детали (см. рис. 41, в) объясня-
ется повышением степени термической и механической активации кон-
тактной поверхности стальной детали. Термическая активация увеличи-
вается из-за повышения температуры предварительного нагрева стальной
детали, а механическая — вследствие повышения степени пластической
деформации ее приповерхностных слоев.
Если для сравнения рассмотреть режим соединения указанных метал-
лов диффузионной сваркой [5], когда активация контактных поверхнос-
тей происходит в основном из-за повышения температуры, то по величине
снижения температуры нагрева деталей при клинопрессовой сварке можно
качественно оценить влияние механической активации на образование
соединения. Так, например, диффузионной сваркой алюминия АДО и алю-
миния, легированного 2,2 % Mg, с нержавеющей сталью 12Х18Н10Т наи-
большую прочность сварных соединений получали при 773 К. Эта темпе-
ратура выше температуры нагрева соединяемых металлов при клинопрес-
совой сварке в аргоне на 200 К для металлов АД1 + 12Х18Н9Т и АМгЗ +
+ 12Х18Н9Т.
Анализируя представленные на рис. 41 кривые изменения давления
впрессовывания стальной детали и прочности соединений в зависимости
от температуры предварительного нагрева деталей, можно сделать заклю-
чение, что в условиях клинопрессовой сварки образование прочного свар-
ного соединения металлов АД1 + 12Х18Н9Т и АМгЗ + 12Х18Н9Т не опре-
деляется величиной давления впрессовывания стальной детали.
Необходимость в ряде случаев получения сварных соединений с повы-
шенной стабильностью прочности делает целесообразным применение
защитной атмосферы аргона, несмотря на некоторое усложнение процесса
сварки и снижение его производительности и экономичности.
Нагрев стальной детали. Известно [11], что активация контактной по-
верхности детали из более твердого металла определяет процесс образо-
>ания твердофазного сварного соединения разнородных металлов. При
клинопрессовой сварке алюминиевых сплавов с нержавеющей сталью
тер, шческая активация стальной nei али определяется температурой ее
<агрева, а механическая активация — величиной тластическойдеформа-
ции и выходом дислокаций на контактную поверхность; При равных
i-r»nmrrpecr”i п ли	И Дёйли (при одинаковой температуре
нагрева алюминиевой детали) степень пластической деформации припо-
верхностных слоев стали в зоне контакта с алюминием будет возрастать
с повышением температуры предварительного нагрева стали. Это должно
приводить к увеличению вклада пластической деформации в активацию
контактной поверхности стальной детали и интенсификации процесса
образования сварного соединения.
Эксперименты по клинопрессовой сварке на воздухе и в аргоне алюми-
ниевых сплавов АД1 и АМгЗ с нержавеющей сталью 12Х18Н9Т проводили
при изменении температуры нагрева стальной детали от комнатной и до
773 К. Алюминиевую деталь предварительно нагревали до 773 К при свар-
ке на воздухе и до 673 К при сварке в аргоне.
71
При сварке на воздухе стальные и алюминиевые детали нагревали в
муфельных электропечах. От . дя время нагрева свариваемых де-
талей, стремились уменьшить толщину образующейся окисной пленки,
особенно на стальной детали. Нагрев до температуры 573 К не приводит
к изменению цвета поверхности стальной детали. С повышением темпе-
ратуры нагрева на поверхности стальной детали появляются цвета побе-
жалости что объясняется увеличением толщины окисной пленки.
Из анализа кривых, приведенных на рис. 42, д , следует, что при сварке
на воздухе с повышением температуры нагрева стали до 473 К прочность
на сдвиг (т) сварных соединений металлов АД1 + 12Х18Н9Т и АМгЗ +
+ 12Х18Н9Т увеличивается до 55 и ПО МПа соответственно и сохраня-
ется на этом уровне при нагреве стали до 573 К. При испытании на рас-
тяжение образцы разрушались по алюминиевой части. Дальнейшее же
повышение температуры предварительного нагрева стальной детали
вплоть до 773 К приводило к резкому уменьшению прочности соедине-
ний указанных металлов, что обусловлено ростом толщины Iокисной
пленки на поверхности стали.
Следовательно, при клинопрессовой сварке на воздухе алюминиевых
сплавов со сталью оптимальная температура нагрева стальной детали нахо-
дится в пределах 473 — 573 К.
На рис. 42, б приведены кривые изменения прочности соединений
металлов АД1 + 12Х18Н9Т и АМгЗ + 12Х18Н9Т при сварке в аргоне в
зависимости от температуры предварительного нагрева стальной детали.
Видно, что с повышением температуры предварительного нагрева сталь-
ной детали вплоть до 773 К прочность (т) сварных соединений АД1 +
+ 12Х18Н9Т и АМгЗ + 12Х18Н9Т непрерывно возрастает до 60 и 120 МПа
соответственно, так как аргон предохраняет поверхность стали от интен-
сивного окисления. Однако применение защитной среды аргона и нагрев
стальной детали до температуры, отличной от температуры нагрева алю-
ТСт,К	ТСТ1К
Вис. 42. Зависимость прочности на сдвиг т и растяжение а сварных соединений спла-
вов АД1 и АМгЗ с нержавеющей сталью 12Х18Н9Т от температуры нагрева стальной
детали:
а — сварка на воздухе; Гщ, = 773К; б— сварка в аргоне, = 673 К; 1, 2 — АД1 +
+ 12Х18Н9Т; 3, 4 — АМгЗ + 12Х18Н9Т; 1,3 — разрушение по алюминию; 2,4 — раз-
рушение по линии соединения металлов
72
2. Влияние величины угла заточки впрессовываемой детали
Уменьшение угла заточки детали из более твердого металла приводит к
увеличению степени пластической деформации контактной поверхности
детали из менее твердого металла (см. рис. 23) в процессе клинопрес-
совой сварки. При этом возрастает также тангенциальная составляющая
усилия впрессовывания, а следовательно, и степень пластической дефор-
мации контактной поверхности детали из более твердого металла. Зави-
симость прочности соединения разнородных металлов при клинопрессо-
вой сварке от величины угла заточки впрессовываемой детали изучали
(см. рис. 37) при сварке сплавов АД1 и АМгЗ с нержавеющей сталью
12X18Н9Т. Угол заточки стальной детали изменяли от 0 до 3,14 рад. Ус-
ловия подготовки деталей перед сваркой, а также скорость впрессовыва-
ния стальной детали были такими же, как и в экспериментах по определе-
нию влияния на прочность температуры предварительного нагрева деталей.
Клинопрессовую сварку образцов выполняли при следующих режимах:
1) на воздухе, с нагревом только алюминиевой детали по 773 К;
2) на воздухе, с нагревом алюминиевой детали до 673 К и стальной
детали до 573 К;
3) в аргоне, с одновременным нагревом алюминиевой и стальной
деталей до 573 К.
Рис. 43. Зависимость прочности на сдвиг г и растяжение а сварных соединений спла-
вов АД1 и АМгЗ с нержавеющей сталью 12X18H9T от величины угла латочки а сталь-
ной детали:
а, б — сварка на воздухе; Тал = 773 К; Тст = 573 К; в — сварка в аргоне Тал = Тсг =
= 673 Kf 1, 2 — АД1 + 12Х18Н9Т; 3, 4 - АМгЗ + 12X18H9T; I, 3 - разрушение по
алюминию; 2,4 — разрушение по линии соединения металлов
73
Эти температуры нагрева были выбраны как оптимальные на основе
результатов экспериментов, которые приведены выше.
Из анализа кривых изменения прочности (т, о) сварных соединений
। на рис. 43 следует, что при всех режимах сварки алюминиевых сплавов
I АД1 и АМгЗ с нержавеющей сталью прочность соединений имеет наиболь-
шее значение при малых (вплоть до 0 оад) углах заточки стальной детали.
В этом случае образцы разрушаются по алюминиевому сплаву при испы-
тании на растяжение и по приграничному слою алюминиевого сплава при
испытании на сдвиг.
Увеличение угла заточки стальной детали вызывает снижение прочности
сварных соединений при всех режимах сварки. Так, например (рис. 43, а),
при сварке на воздухе с предварительным нагревом только алюминиевой
детали (Тал = 773 К; Тст = 293 К) равнопрочность соединений АД1 +
+ 12Х18Н9Т и АМгЗ + 12Х18Н9Т алюминиерой их части достигается при
углах заточки стальной детали менее 0,17 и 034 рад соответственно.
Сваркц на воздухе (рис. 43, б) с предварительным нагревом алюминиевой
(до 773 К) и стальной (до 573 К) деталей позволяет получить прочность
при растяжении сварного соединения АД1 + 12Х18Н9Т, равную прочности
алюминиевой части образца при угле заточки стальной детали до 1,45 рад,
а соединения АМгЗ + 12Х18Н9Т — до 1,57 рад. Сварка алюминиевых спла-
вов с нержавеющей сталью в аргоне с предварительным нагревом соеди-
няемых деталей до одинаковой температуры 673 К (рис. 43, в) обеспечи-
вает прочность при растяжении соединений АД1 + 12Х18Н9Т и АМгЗ +
+ 12Х18Н9Т, равную прочности алюминиевой их части при углах заточки
стальной детали менее 1,5 и 2,09 рад соответственно.
3. Влияние скорости прессования,
чистоты механической обработки
и подготовки деталей к сварке
Влияние скорости прессования на прочность соединений было изучено на
образцах с углом заточки стальной детали а =0,34 рад при сварке в среде
аргона с нагревом алюминиевой и стальной деталей до 673 К. Скорость
прессования изменяли в пределах от 0,05  10-3 до 2,6  10-Э м/с (рис. 44).
Увеличение скорости прессования от 0,05 • 10~3 до 0,13 • 10“3 м/с при-
водит к повышению прочности соединения пары металлов АМгЗ +
+ 12Х18Н9Т от 77 до 105 МПа при испытании на сдвиг и от 150 до
188 МПа при испытании на растяжение. Прочность же соединения АД1 +
+ 12Х18Н9Т повышается от 56 до 62 МПа при испытании на сдвиг и от 63
до 100 МПа при испытании на растяжение после увеличения скорости прес-
сования. С дальнейшим увеличением скорости прессования до 2,6 X
ХЮ-3 м/с прочность соединений указанных пар металлов практически не
изменяется и определяется прочностью алюминиевого сплава (образцы
разрушаются по алюминиевому сплаву).
Рост прочности алюминиево-стальных соединений с увеличением ско-
рости внедрения стальной детали можно объяснить изменением динамики
движения дислокаций в деформируемых металлах. С увеличением скоро-
74
Рис. 44. Зависимость прочности свар-
ных соединений на сдвиг т и растяже-
ние о сплавов АД1 и АМгЗ с нержаве-
ющей сталью 12Х18Н9Т от скорости
прессования v при сварке в аргоне:
1,2 - АД1 + 12Х18Н9Т; 3, 4 -
АМгЗ + 12Х18Н9Т; 1, 3 — разруше-
ние по алюминию; 2, 4 — разрушение
по линии соединения металлов
сти впрессовывания повышается и скорость пластической деформации
алюминиевой детали и поверхностного слоя стальной детали, что приво-
дит к росту плотности и частоты выхода дислокаций в зону контакта
соединяемых металлов и увеличению концентрации активных центров
взаимодействия. При этом уггличивается вклад механической актива-
ции в процесс образования прочного сварного соединения.
иен металличе ких деталей всепр шероховата. Высота и гео-
метрия неровностей определяются видом механической обработки. Обыч-
но отношение основания к высоте неровностей находится в пределах от
20 до 200, высота неровностей колеблется от 50 • 10-6 до 0,01 • 10~6 м.
В обоих случаях первые цифры соответствуют грубой механической об-
работке точением или фрезерованием, вторые цифры — тонкой механи-
ческой обработке типа полирования. Форма микровыступов может моде-
лироваться в виде конусов, сфер и т.д.
Рабочую часть стальной детали обтачивали на токарном станке с про-
дольной подачей. Поэтому микронеровности на этой поверхности пред-
ставляли собой кольцевые выступы, имеющие в поперечном сечении
равносторонний треугольник (рис. 45). Как видно на рисунке, нижняя
и верхняя грани микровыступов образуют с направлением оси стальной
детали свои углы заточки. Угол заточки at ..образованный нижними гра-
нями микровыступа, больше, чем номинальный угол заточки стальной
детали а. Угол заточки а2, который образуется верхними гранями мик-
ровыступа, меньше, чем номинальный угол заточки стальной детали а.
Увеличение или уменьшение углов заточки Oj и а2 относительно номи-
нального угла заточки стальной детали а зависит от высоты и ширины
микронеровностей на ее поверхности и составляет 0,20 — 0,25 рад при
грубой обработке точением и 9,42 • 10“4 — 15,7  10“4 рад при тонкой
обработке полированием.
Как было показано электронномикроскопическими исследованиями
на просвет (см. гл. II), пластическая деформация рабочей поверхности
стальной детали происходит в поверхностном слое толщиной порядка
50 нм. Учитывая, что размеры микровыступов на поверхности стальной
детали значительно превышают указанную глубину деформации, можно
предположить, что в процессе клинопрессовой сварки микровыступы
на стальной детали не сминаются, а лишь пластически деформируются с
75
Z№
поверхности. В таком случае приведенные выше рассуждения о некото-
рых собственных углах заточки микровыступов «1 и а2 при различной
чистоте обработки стали, по-видимому, будут правомерны.
Влияние чистоты механической обработки рабочей поверхности сталь-
ной детали на прочность "алюминиево-стального соединенйя изучали на
образцах (см. рис. 39) с углом заточки стальной детали *0,34 и/2,05/рад
при скорости прессования 1,33 • 10-3 м/с. Сварку выпблняли-в среде
аргона с нагревом алюминиевой и стальной деталей до 673 К. Чистоту ме-
ханической обработки рабочей поверхности стальной детали изменяли в
пределах от v4 до V12 (по ГОСТ 2729—59) - Заданную чистоту поверхно-
сти получали в результате применения разных режимов и видов механи-
ческой обработки, как показано в табл. 2.
Результаты исследования представлены на рис. 46. Как видно на рисун-
ке, прочность на сдвиг (т) соединений металлов АМгЗ + 12Х18Н9Т и
АД1 + 12Х18Н9Т с углом заточки стальной детали а =0,34 рад практи-
чески не зависит от класса чистоты обработки стальной детали и состав-
ляет 115 — 125 и 60 — 65 МПа для указанных металлов соответственно.
Прочность же сварных соединений с углом заточки стальной детали а =
= 2,05 рад имеет более низкое значение, соответственно 70 — 90 и 15 —
35 МПа на образцах с грубой механической обработкой и увеличивается
с повышением класса чистоты обработки. Эта зависимость объясняется
изменением углов заточки сц и а2, которые образуют нижние и верхние
грани микровыступов с направлением оси стальной детали. В первом
случае образование углов заточки микровыступов, равных 0,085 и
0,605 рад, не приводит к изменению прочности соединения [ см. кривые
т = f(a) на рис. 43]. Во втором случае образование углов заточки а2,
равных 1,82 и 2,34 рад, при уменьшении угла повышает прочность свар-
ки на нижней и верхней грани микро-
неровностей рабочей поверхности ста-
льной детали при грубой (а) и тон-
кой (б) механической обработке
Рис. 45. Схема изменения угла заточ-
Рис. 46. Зависимость прочности на
сдвиг т сварных соединений спла-
вов АД1 и АМгЗ с нержавеющей
сталью 12X18Н9Т от класса чистоты
механической обработки стальной де-
тали:
1 - АМгЗ + 12Х18Н9Т; 2 - АД1 +
+ 12Х18Н9Т
76
ного соединения незначительно, а при увеличении угла заточки приводит
к значительному снижению прочности (см. рис. 43, е). Таким образом,
проведенными исследованиями установлено, что повышение чистоты
рабочей поверхности стальной детали от V 4 до v 12 приводи к у^еличе
нию прочности соединения. Более заметно это проявляется на образцах
с большим углом заточки. Обработка рабочей поверхности стальной
детали с чистотой не ниже v 7 достаточна для получения качественного
соединения при всех исследованных режимах сварки. Чистота обработки
рабочей поверхности алюминиевой детали существенного влияния на
прочность соединения не оказывает.
Т а б л и ц ц 2. Чистота поверхностей и высота микронеровностей при различных видах обработки стальной детали		
Вид механической обработки	Класс чистоты поверхности по ГОСТ 2729—59	Высота неровнос- тей, мкм
Обтачивание с продольной подачей: получистовое		V 4 - у5	40 -20
чистовое		v6 - v7	10 - 6,3
тонкое		v 8 - v9	3,2 - 1,6
Полирование тонкое		Vll- V12	0,08 - 0,04
Основной целью предварительной подготовки деталей перед сваркой
является наиболее тщательная очистка их рабочих поверхностей от жиро-
вых пленок и загрязнений. Известно, что_жи£>овые пленки отличаются
большой эластичностью и при пластической деформации свариваемых
металлов могут вытягиваться до малых толщин, сохраняя целостность
и тем самым препятствуя образованию физического контакта между
ними [ ПО]. Для удаления этих пленок с поверхности детали ее промы-
вают в органиченных растворителях или прокаливают при температуре
573 — 723 К. При первом способе обезжиривания жировая пленка частич-
но растворяется и уносится растворителем; при втором способе она теря-
ет свою смазочную способность, обугливается и превращается в темную
хрупкую пленку [3].
Учитывая сказанное, экспериментальное исследование по определению
влияния способа подготовки деталей на прочность соединений металлов
АМгЗ + 12Х18Н9Т проводили при сварке с нагревом:
а)	только алюминиевой детали — в зависимости от вида органических
растворителей, применяемых при обезжиривании стальной детали;
б)	алюминиевой и стальной деталей — в зависимости от времени вы-
держки деталей при температуре нагрева.
Исследование вели на образцах (см. рис. 39) с углом заточки стальной
детали а =034 рад. При использовании метода прокаливания предвари-
тельно обезжиривали стальные детали промывкой в бензине марки ’’ка-
лоша”; алюминиевые детали — гальваническим обезжириванием и легким
травлением.
77
Результаты исследования представлены в табл. 3.
Таблица 3. Влияние способа подготовки деталей на прочность соединения АМгЗ + 12Х18Н9Т								
Сварка			Подготовка детали					Прочность, МПа
среда	Гал-К	Тст-К	среда	Т’ал» к	2"сТ» К	t, с	обработка	
Воздух	773	293	Воздух Бензин ’’калоша” Этиловый спирт	773 »	573	600	Прокали- вание Трехкратное* обезжирива- ние Обезжирива- ние*	96 96 78
Воздух	673	573	Воздух	673	573	120 600 3600	Нагрев	85 115 114
Аргон 673	673 Аргон •Обрабатывали стальную деталь.				673	673	120 600 3600	Нагрев	88 120 125
На основании данных таблицы можно сделать вывод, что нагрев соеди-
няемых деталей при 573 К на воздухе или при 673 К в аргоне в течение
600 с наиболее эффективный способ удаления жировых пленок с их
поверхностей.
4. Температурно-временная зависимость роста
интерметаллидной прослойки
После прохождения третьей стадии процесса сварки металлов в твердом
состоянии и образования прочного сварного соединения в зоне контакта
могут протекать диффузионные процессы с образованием химических
соединений. При нагреве алюминиево-стального биметалла образуется
хрупкое химическое соединение, которое снижает его прочность.
Исследование условий образования и роста интерметаллидных про-
слоек, а также влияния их на прочность алюминиево-стальных соедине-
ний имеют большое практическое значение. Так, например, вследствие
кратковременного нагрева при сварке трубопроводов с алюминиево-
стальными переходниками в зоне контакта алюминия со сталью возмо-
жен процесс диффузии с образованием интерметаллидных фаз.
Вначале состав и рост интерметаллидного слоя в соединении алюминия
с железом или сталью изучали при взаимодействии с жидким алюминием
[111 — 114]. После широкого внедрения в промышленность сварки ме-
таллов в твердом состоянии начали изучать процессы диффузии между
алюминием и железом или сталью в твердом состоянии [115 — 121].
В одной из ранних работ [ 122] было установлено, что если к соедине-
нию алюминия и стали приложить давление, то они взаимодействуют уже
78
При температуре 573 К. Авторы работ [ 116, 121], изучая кинетику обра-
зования интерметаллидных соединений между алюминием и железом,
отмечали, что процесс реакционной диффузии между указанными метал-
лами начинает интенсивно протекать при температуре 793 — 823 К.
В работе [ 119] предложена следующая схема образования и роста
интерметаллидных фаз между армко-железом и сплавом алюминия АД1.
Вначале в результате взаимной диффузии контактирующих металлов
возникают локальные участки пересыщенных твердых растворов вокруг
дефектов кристаллического строения с образованием первых центров
новой фазы. Затем происходит поперечный рост фазы вдоль плоскости
стыка и нормальный рост сплошной интерметаллидной фазы. После
этого наряду с нормальным ростом первой интерметаллидной фазы
образуются первые центры второй интерметаллидной фазы, которые
затем смыкаются вдоль плоскости стыка и т.д.
Скорость роста интерметаллидных прослоек, образующихся в процес-
се диффузии, обычно определяют, измеряя их толщину [ 116]. При изу-
чении закона роста прослойки обычно полагают, что он имеет параболи-
ческий характер [ 123]:
у2 =2Pt,
где у — толщина слоя новой фазы; t — время диффузионного процесса. __
Параметр 2Р характеризует скорость роста и является величиной, про-
порциональной коэффициенту диффузии, совпадая с ним по размерности.
Согласно диаграмме состояния железо — алюминий [ 124], в сплавах
указанной системы образуется ряд химических соединений и твердых
растворов. Кристаллическая структура FeAl (выше 34 % (ат.) А1) имеет
о.ц.к. решетку с периодом а =0,29 нм [ 124]. Соединение Fe3Al4 (25 —
34 % (ат.) А1) имеет кубическую структуру с постоянной кристалли-
ческой решетки 0,578 нм [ 125].
Наиболее богатая алюминием фаза соответствует соединению Al3Fe
(74 - 77 % (ат.) А1), имеет моноклинную структуру: а =1,549; b =
=0,808; с =1,247 нм.
Фаза Fe2Als присутствует в сплавах, содержащих 70 — 77,5 % (ат.)
А1, и имеет ромбическую решетку: а =0,767; Ь =0,640; с =0,420 нм.
В работе [ 118] установлено, что образованию интерметаллидного слоя
при данной температуре соответствует инкубационный период определен-
ной продолжительности, присутствие магния в алюминии уменьшает эту
продолжительность и при содержании > 2,5 % Mg снижает црочность соеди-
нений.	,
Важно иметь возможность измерять скорость роста интерметаллидных
фаз в биметаллах. Авторы работы [ 126], изучая влияние различных доба-
вок к алюминию на процесс реакционной диффузии в образцах, получен-
ных совместной прокаткой алюминия и железа, определили, что кремний
и медь задерживают процесс реакционной диффузии.
Кинетику взаимодействия алюминиевомагниевого сплава АМгЗ с хромо-
никелевой сталью 12Х18Н9Т исследовали на образцах (см. рис. 39) с уг-
лом заточки стальной детали а=0,34 рад.
79
Образцы сваривали в среде аргона с нагревом соединяемых деталей до
температуры 673 К. Затем образцы разрезали на диски диаметром 15х
х 5 мм, которые отжигали в муфельной печиГпри 723, 77J, /98, 82 J й“"
П8Ч8“ЮТемпературу регулировали с точностью + 5 К. Время отя&га варь-
ировали от 5 до 30 мин. После отжига с образцов снимали слой металла
толщиной 1 • 10-3 — 2 • 10-3 м с целью исключить влияние наклепа по-
верхности в процессе диффузии. На одной из плоскостей диска приготав-
ливали шлиф, на котором изучали структуру слоя, измеряли его толщину
и микротвердость. Определяли также характер и закон роста интерметал-
лидного слоя. Влияние интерметаллидной фазы на прочность соединения
определяли на образцах при статическом и ударном нагружениях.
Микроструктуру переходной зоны изучали после электрополирования
шлифов в реактиве, содержащем 88 % (по массе) кристаллической орто-
фосфорной кислоты с плотностью не менее 1,8 мг/м3 и 12 % хромового
ангидрида. Режим полирования: плотность тока 0,1 — 0,25 А/м2; темпе-
ратура раствора 323 — 373 К; время травления — до 60 с. Стальную часть
образца протравливали в 10 %-ном растворе щавелевой кислоты при плот-
ности тока 50 • 10-2 А/м2 в течение 10 — 12 с. Структуру алюминия выяв-
ляли травлением в 9 %-ном водном растворе ортофосфорной кислоты.
Металлографические исследования структуры переходного слоя прово-
дили на микроскопе МИМ-8 при увеличениях 100 — 500. Ввиду трудности
выявления структуры соединяемых металлов и переходной зоны при тра-
влении микрошлифов обращали особое внимание на выявление переход-
ной зоны.
Микроструктура переходного слоя металлов АМгЗ + 12Х18Н9Т после
клинопрессовой сварки показана на рис. 47. Как видно на фотографии,
зона соединения представляет собой четкую линию раздела между сое-
диняемыми металлами без интерметаллидов.
При металлографическом исследовании образцов после отжига при
температуре 723 К интерметаллические соединения были обнаружены
только после нагрева образцов в течение 48 ч.
Зарождение интерметаллидного слоя отмечалось после отжига при
773 К в течение 2 ч. Интерметаллиды вначале зарождаются на микро-
выступах стали и имеют прерывистый характер. После выдержки в тече-
ние 6 ч (рис. 48, а) участки интерметаллид-
ной фазы сливаются в тонкий слой. При на-
греве на 798 К интерметаллиды образуют-
ся уже после выдержки в течение 40 мин.
Рис. 47. Микроструктура переходного
слоя соединения металлов АМгЗ +
+ 12Х18Н9Т после клинопрессовой
сварки
80
Рис. 48. Микроструктура переходного слоя сварного соединения металлов АМгЗ +
+ 12Х18Н9Т после выдержки в течение 6 ч при 773 К (fl) и Зч при 848 К (б). Х200
Нагрев образцов до 823 К приводит к образованию интерметаллидных
соединений после выдержки в течение 15 мин. При выдержке в течение
3 ч толщина слоя увеличивалась до 15 мкм. После 6-ч выдержки толщина
переходной зоны возрастала до 20 мкм. После нагрева при 848 К сплош-
ной олой интерметаллидов появляется уже при выдержке в течение 180 с.
При выдержке в течение 60 мин толщина слоя увеличивается до 17 мкм и
после З-ч выдержки составляет 25 мкм (рис. 48, б).
Зависимость квадрата толщины интерметаллидной прослойки от вре-
мени выдержки при различных температурах хорошо согласуется с пара-
болическим законом реактивной диффузии и может быть выражена пря-
мой линией в координатах квадрат толщины прослойки — время вы-
держки.
Запаздывание появления интерметаллидов в алюминиево-стальном сое-
динении объясняется в литературе [ 14, 127, 128]. Время запаздывания
(инкубационный период) определяется уравнением
т =тоехр(С/7?Г),
где то — постоянная времени; Q — энергия активации соответствующего
релаксационного процесса; Т — абсолютная температура; R — газовая
постоянная.
Полученные экспериментальные данные (рис. 49) позволили опреде-
лить энергию активации образования интерметаллидов для пары металлов
АМгЗ + 12Х18Н9Т, находящихся в непосредственном контакте. Энергию
активации (Q = 99,12 кДж/моль) определяли как тангенс угла наклона
прямой графика (рис. 49), построенного в координатах 1пт — 1/К  103.
Получившаяся величина энергии активации несколько ниже аналогичной
величины, приведенной в работе [118] для соединения металлов армко-
железо — алюминий АД1. Очевидно, присутствие магния в сплаве АМгЗ
облегчает процесс образования интерметаллидов в соединении с хромо-
никелевой сталью.
Аналитическое выражение температурно-временной зависимости, опре-
деляющей время запаздывания появления интерметаллидов при темцера-
81
туре, имеет следующий вид:
т =3,2 - 10-11 ехр (23600/7) с.
Результаты экспериментальных данных и расчетная кривая появления
интерметаллидов хорошо согласуются.
Микротвердость интерметаллидной прослойки в контакте металлов
АМгЗ + 12Х18Н9Т после различных видов термообработки измеряли на
приборе ПТМ-3 при нагрузке 5  10-3 — 20  10-3 кгс. В зависимости от
температуры (773 — 873 К) и времени выдержки твердость интерметал-
лидной прослойки изменялась от 5200 до 17500 МПа.
Рентгеноструктурный анализ переходной зоны проводили на образцах
после разрушения их по поверхности контакта. Съемку вели на аппарате
УРС-55 хромовым излучением без фильтра. По рентгенограммам рас-
считывали межплоскостные расстояния и сравнивали экспериментальные
данные с табличными для соответствующих соединений. Образцы под-
вергали термической обработке в течение 6 ч.
При анализе полученных результатов установлено, что фазовый состав
переходного слоя металлов АМгЗ + 12Х18Н9Т после нагрева до темпера-
туры 823 К в течение 6 ч состоит из соединений Al3Fe, Fe2Als и, воз-
можно, небольшого количества Al3Ni.
Изменение прочности соединения металлов АМгЗ + 12Х18Н9Т после
различных режимов термообработки изучали на образцах (см. рис. 39)
при статическом и ударном нагружениях. Целесообразность испытания
на удар определяется тем, что известны случаи, когда сварные соединения
алюминиевых сплавов с нержавеющей сталью, имеющие высокие показа-
тели при статических испытаниях, разрушались при сравнительно неболь-
ших ударных нагрузках.
Результаты испытания образцов на сдвиг при статическом нагружении
представлены на рис. 50. Как следует из рисунка, изменение прочности
соединения после нагрева по различным режимам хорошо согласуется
с температурно-временными условиями образования интерметаллидов.
12 24 36 48 60 72 84 96
Время нагрева, с-101
Рис. 49. Температурно-временная за-
висимость образования интерметал-
лидов в сварном соединении метал-
лов АМгЗ + 12Х18Н9Т
Рис. 50. Изменение прочности на
сдвиг т сварного соединения ме-
таллов АМгЗ + 12X18Н9Т после
нагрева при различных режимах
82
Рис. 51. Зависимость прочности свар-
ного соединения металлов АМгЗ +
+ 12Х18Н9Т при испытании на удар-
ный сдвиг Ак и толщины интер-
металлидной прослойки S от тем-
пературы термообработки
Испытанию на сдвиг при ударном нагружении подвергали образцы
после предварительного нагрева в течение 6 ч до температуры 673, 723 и
823 К. Результаты испытания представлены на рис. 51.
В отличие от результатов испытания сварного соединения при стати-
ческом нагружении при ударных методах нагружения прочность соеди-
нения после нагрева на 773 К значительно снижается. Нагрев до 673 —
723 К в течение 6 ч практически не приводит к уменьшению прочности
соединения при испытании на ударный сдвиг.
Г л а в а IV
КЛИНОПРЕССОВАЯ СВАРКА
БИМЕТАЛЛИЧЕСКИХ ТРУБЧАТЫХ ПЕРЕХОДНИКОВ
1.	Переходники из металлов,
резко различающихся по твердости
Сварные соединения металлов, резко различающихся по своим физико-химическим
свойствам, все более широко применяют во многих отраслях машиностроения и, в
первую очередь, в авиационной и судостпоительной промышленности, а также в хи-
Лйрческом машиностроении. Сочетание теплофизических и механических свойств,
присущих каждому из соединяемых материалов, выбираемых с учетом характера
работы узлов и агрегатов, позволяет улучшить качественные и весовые характерис-
тики изделий.
Отсутствие простых и надежных способов сварки разнородных металлов привело
к необходимости соединения трубопроводов между собой и емкостями с помощью
различного рода разъемных соединений - резьбовых, фланцевых, ниппельных и т.д.
Это, как правило, было связано с дополнительными производственными затратами,
увеличением габаритов соединяемых элементов и массы изделий. Кроме того, релак-
сация во времени напряжений в деталях крепежа и других элементах соединений
практически исключает возможность достижения в механически соединяемых эле-
ментах изделий герметичности.
В современном машиностроении наиболее часто встречаются соединения алюми-
ниевых сплавов со сталями и титановыми сплавами, титановых сплавов со сталями
и медными сплавами и т.д. Для соединения сварных узлов из разнородных металлов,
в том числе трубопроводов между собой и с различного рода емкостями, сильфона-
ми, клапанами и другими элементами арматуры, используют трубчатые биметалли-
ческие переходники.
Известными способами сварки металлов в твердой фазе (диффузионной, трением
и др.) соединяют стали и титановые сплавы с алюминиевыми сплавами через проме-
83
жу ючный <ной алюминия. Это вызывает необходимость увеличения толщины стенки
и рсходника в месте применения алюминия в 3 — 4 раза по сравнению с толщиной
I генки труб из алюминиевых сплавов.
Кроме того, соединения с плоским стыком алюминия АД1 со сталью 12Х18Н9Т
или титаном ВТ6 в процессе испытаний на растяжение при температуре 77 К разру-
шаются с отрывом алюминия. Такой характер разрушения вызван действием терми-
ческих напряжений, возникающих в этих соединениях из-за большой разницы в ве-
личинах коэффициентов термического линейного расширения алюминия (24,5 X
Х10”‘ К"*) и титана (7,1 - 10“* К-1). Из-за этой разницы при охлаждении труб-
чатых переход ников в сварном соединении возникают большие термические напря-
жения, достигающие величины временного сопротивления разрыву алюминия. При
низких температурах также в значительной мере повышается сопротивление пласти-
ческой деформации алюминия. В результате этого в плоском сварном соединении
значительно Повышается уровень касательных напряжений, что служит причиной
преждевременного разрушения сварного соединения при его нагружении.
Разрушение таких соединений даже в условиях одноосного растяжения при ста-
тическом нагружении в условиях низких температур происходит с отрывом алю-
миния. При этом уровень разрушающих напряжений не превышает половины времен-
ного сопротивления разрыву алюминия. Очевидно, в реальных условиях эксплуа-
тации изделий, когда внешние условия — внутреннее давление в трубопроводах с
наложением растяжения или изгиба вызовет в материале, прилегающем к зоне
сварки, сложное напряженное состояние, уровень разрушающих напряжений может
быть еще более низким.
В отличие от плоского стыка алюминиево-стальных и алюминиево^гитановых сое-
динений, получаемых при сварке металлов трением или диффузионной сварке, фор-
ма конического стыка, получаемого при клинопрессовой сварке металлов,в значи-
тельной степени уменьшает вредное воздействие разницы в величинах коэффициен-
тов термического линейного расширения соединяемых металлов. Указанное преиму-
щество способа клинопрессовой сварки металлов в данном случае выражается в со-
хранении работоспособности биметаллических соединений не только в условиях нор-
мальных температур, но и при глубоком холоде, вплоть до 77 К.
Клинопрессовой способ получения неразъемного соединения разнородных метал-
лов в твердом состоянии представляет большой практический интерес. Он отличается
простотой и доступностью для широкого использования в различных областях техни-
ки без существенных капитальных затрат. В частности, с помощью сварных соедини-
тельных элементов в виде трубчатых алюминиево-стальных переходников можно
повысить надежность трубопроводов из алюминиевых сплавов и расширить область
их применения в различных областях техники.
Стремясь создать конструкции трубопроводов с высокой коррозионной стой-
костью, удельной прочностью за рубежом конструкторы авиадвигателей, само-
летов, ракет и других аппаратов обратились к алюминиевым сплавам. Однако
хотя трубопроводы из алюминиевых сплавов легче и экономичнее трубопроводов
из нержавеющей стали 12Х18Н9Т, их недостаточно широко используют в технике.
Это объясняется несовершенством применяемых конструкций, плохой сваривае-
мостью алюминиевых сплавов в вертикальном и потолочном положениях, недоста-
точной прочностью и надежностью резьбовых соединений деталей при повторном
монтаже, невозможностью соединить сваркой плавлением алюминиевые сплавы
с другими металлами и т.д.
Трубопроводы из алюминиевых сплавов обладают существенными недостатками.
Они не обеспечивают получение герметичных соединений по конусной поверхности
резьбового соединения после повторных сборок; сварные неповоротные соединения,
выполняемые в монтажных условиях, отличаются низким качеством; соединения с
резиновым уплотнением при эксплуатации ненадежны в связи с недостаточной проч-
ностью резьбовых элементов деталей из алюминиевых сплавов и низкой теплостой-
костью резины.
В известных, конструкциях трубопроводов из алюминиевых сплавов наиболее
несовершенной частью конструкции является соединительный элемент. В связи с
84
этим основное внимание при совершенствовании конструкции трубопроводов из
алюминиевых сплавов направлено преимущественно на создание трубопроводов
с трубой из алюминиевого сплава и с соединительным .элементом из стали, например
нержавеющей стали типа 12Х18Н9Т. Ниже изложено решение этой задачи с помощью
алюминиево-стального соединительного элемента, сваренного клинопрессовым спо-
собом.
Трубопровод состоит из трубы и соединительного элемента, неразъемно с ней свя-
занного. Алюминиево-стальной соединительный элемент состоит из двух частей:
стальной (нержавеющая сталь 12Х18Н9Т) и алюминиевой (сплавы алюминия AM,
АМц, АД1, АМгЗ и др.), которые неразъемно соединены между собой клинопрессо-
вой сваркой. Соединительный элемент алюминиевой частью приварен к трубе. Эту
операцию выполняют в условиях сварочного цеха аргоно-дуговым способом. Ка-
чество таких сварных соединений высокое, потому что сварка может выполняться
в благоприятных условиях, создание которых не вызывает затруднений.
При монтаже трубопроводов их соединяют между собой или с агрегатами, прибо-
рами и другими стальными узлами конструкций (варкой или на резьбе. Сварка
стальных деталей в монтажных условиях также не вызывает затруднений, так как
они легко свариваются в различных пространственных положениях. Такие соедине-
ния отличаются хорошим качеством, в полной мере соответствуют техническим
требованиям, предъявляемым к трубопроводам различного назначения. Резьбовые
соединения стальных деталей также отличаются высокой прочностью и герметич-
ностью, надежны при эксплуатации, их можно многократно монтировать и демон-
тировать, не снижая при этом качества соединений. Надежность резьбовых соеди-
нений стальных деталей трубопроводов значительно выше алюминиевых.
При необходимости соединить трубопровод из алюминиевого сплава с агрегатом
или прибором из алюминиевого сплава в них, так же как в трубопровод, предвари-
тельно вваривают алюминиево-стальной соединительный элемент (конструкцию его
выбирают в соответствии с конструкцией агрегата, прибора и т.д.). Следует, отме-
тить, что алюминиево-стальные соединительные элементы различной формы можно
вваривать их алюминиевой частью в литые детали из алюминиевых сплавов. В таких
случаях легко создать надежное сварное или резьбовое соединение с помощью алю-
миниево-стальных соединительных элементов.
Неразъемные (сварные) или разъемные (резьбовые) соединения трубопроводов
из алюминиевых сплавов и других узлов конструкций, в которых используют алю-
миниево-стальные соединительные элементы, обладают высокой прочностью и герме-
тичностью. Они надежны в эксплуатации в различных условиях. Тонкостенные тру-
бопроводы из алюминиевых сплавов с алюминиево-стальными соединительными
элементами показаны на рис. 52.
Рис. 52. Трубопроводы из алюминиевого сплава с алюминиево-стальными соедини-
тельными элементами
85
На ряде заводов страны успешно используют способ клинопрессовой сварки для
получения соединительных элементов из сплавов АД1 и АМгЗ с нержавеющей сталью
12Х18Н9Т и титановым сплавом ВТ6. Схема процесса изготовления трубчатых алю-
миниево-стальных переходников различных диаметров показана на рис. 53.
При клинопрессовой сварке трубчатых соединительных элементов (рис. 53) зато-
ченную на конус часть стальной или титановой детали 1 впрессовывают в алюминие-
вую деталь 2. Детали 7 и 2 предварительно нагревают на воздухе в электрической
печи; впрессовывание также выполняют на воздухе. Заготовку из алюминиевого
сплава (деталь 2) помещают в прессформу 3, нагревают, устанавливают на стол
пресса и затем впрессовывают в нее стальную деталь. Температура и продолжитель-
ность нагрева свариваемых деталей зависят от марки металлов и размеров заготовок.
В процессе впрессовывания стальной или титановой детали образуется твердофаз-
ное сварное соединение в месте контакта ее конической части с деталью из алюми-
ниевого сплава. Последующее охла^дрдие сварной заготовки приводит к сохранению
образовавшейся металлической связи между алюминием и сталью (титаном), так
как алюминиевая деталь из-за большой величины ее коэффициента термического
расширения по сравнению с коэффициентом термического расширения стальной
или титановой детали постоянно поджимается к зоне контакта (рис. 53, а, б;
В случае использования схемы клинопрессовой сварки с применением полой
впрессовываемой детали, заточенной на.конус по ее внутренней и наружной поверх-
ностям (рис. 53, в), во внутреннюю полость алюминиевой детали устанавливают
вкладыш 4 из металла, коэффициент термического расширения которого меньше,
чем у свариваемых деталей (например, из молибдена). При охлаждении сварной за-
готовки вкладыш вследствие меньшего коэффициента термического расширения
будет меньше сокращать свои размеры; чем алюминиевая и стальная (титановая)
детали, предотвращая тем самым разрушение соединения по поверхности раздела,
Рис. 53. Схемы клинопрессовой сварки трубчатых переходников из разнородных ме-
таллов, резко отличающихся по твердости (алюминиевый сплав — сталь или титано-
вый сплав), диаметром <7, м:
а - < 20 • 10-3; б - > 20 • 10'3; в - > 50  10~3
86
образуемой внутренним конусом впрессовываемой детали [93]. Этим обеспечивает-
ся качественное соединение алюминиевой и стальной (титановой) деталей с алюмини-
евой деталью.
При клинопрессовой сварке высокоактивных металлов, например титановых и
алюминиевых сплавов, используют также способ, при котором при впрессовывании
детали из более твердого металла очищается ее поверхность. На деталь из менее твер-
дого металла укладывают фильеру с режущей кромкой. Деталь из более твердого
металла под давлением прессования проталкивают через фильеру, которая снимает
с ее поверхности требуемый слой глубиной 0,001 - 1,0 • 10“3 м, содержащий окис-
ную пленку и адсорбированные на ней жиры, газы и воду.
Далее вновь образованная поверхность твердой детали вступает в контакт с по-
верхностью мягкой детали и сваривается с ней. Способ использовали при сварке
алюминиево-титановых трубчатых переходников, в результате чего их качество значи-
тельно повысилось.
Иногда при клинопрессовой сварке разнородных металлов для дополнительной
активации поверхности детали из твердого металла ее нагревают до более высокой
температуры, чем деталь из мягкого металла. Такой технологический прием также
позволил повысить прочность сварного соединения нержавеющей стали со сплавом
ЛМгб через тонкую прослойку из алюминия.
Эффект повышения прочности сварного соединения при нагреве впрессовывае-
мой детали до высоких температур объясняется увеличением степени пластической
деформации поверхностных слоев стальной детали. Этому способствует также высо-
кий уровень сил контактного трения из-за относительно низкой температуры нагрева
алюминиевой детали.
Конструктивные формы и размеры алюминиево-стальных и алюминиево^гитано-
вых трубчатых переходников разнообразны (рис. 54). Возможности их создания и
применения расширяются.
Трубчатые алюминиево-стальные и алюминиево-титановые переходники изготав-
ливают с гладкой внутренней поверхностью (рис. 53, а, в) или в виде телескопичес-
кого соединения (рис 53, б). Б этом случае впрессовываемую деталь затачивают,
как правило, на угол а =0,34 рад, что обеспечивает получение прочного соединения
в достаточно большом интервал температур нагрева соединяемых деталей. Во вто-
ром случае (рис. 53, б) стальную (титановую) деталь затачивают на угол а. =0,07 рад,
что позволяет значительно увеличить зону контакта соединяемых I еталей и снизить
примерно на 50 К критическую температуру нагрева соединяемых деталей, при кото-
рой образуется прочное сварное соединение. Указанную схему процесса целесообраз-
но также использовать для соединения трудносвариваемых пар металлов, например
нержавеющей стали со сплавом АМгб.
Схему процесса клинопрессовой сварки, показанную на рис. 53, а, используют для
получения переходников. При сварке переходников с внутренним диаметром до 15Х
XЮ"3 м для установки и закрепления стальной (титановой) детали используют рам-
ное приспособление (см. рис. 38) во избежание искривления конической части
впрессовываемой детали.
В настоящее время в промышленности высоколегированные алюминиевые спла-
вы сваривают со сталями и титановыми сплавами через промежуточный слой алюми-
ния. В то же время в изделиях новой техники широко применяют алюминиевые
Рис. 54. Алюминиево-стальные и алю-
миниево-титановые трубчатые пере-
ходники, применяемые в промыш-
ленности
87
сплавы, упрочняемые и неупрочняемые термической обработкой. Для решения ука-
занной проблемы были проведены эксперименты по определению конструктивной
прочности трубчатых биметаллических переходников, полученных клинопрессовой
сваркой. В качестве соединяемых металлов переходников были выбраны, с одной
стороны, нержавеющая сталь 12Х18Н9Т и титановый сплав ВТ6, а с другой стороны,
сплавы системы алюминий — магний: АМг, АМгЗ, АМгб и системы алюминий — медь
АК8.Д20 (табл. 4).
Таблица 4. Химический состав сплавов (остальное — А1) [ 129]
Марка сплава -	Основные компоненты, %				
	Mg	Мп	Si	Си	Ti
АМг	1,8 - 2,8	0,2 - 0,6	—			—
АМгЗ	3,2 - 3,8	0,3 - 0,6	0,5 - 0,8	—	—
АМгб	5,8 - 6,8	0,5 - 0,8	—	—	0,02 - 0,1
АК8	0,4 - 0,8	0,4 - 0,8	0,7 - 1,2	3,9 - 4,8	—
Д20	0,05	0,4 - 0,8	—	6-7	0,1 - 0.2
Биметаллические переходники в условиях эксплуатации подвергаются механичес-
ким (внутреннее давление, растяжение, изгиб, вибрация) и температурным воздей-
ствиям. Изменение рабочих температур от 573 до 77 К является причиной дополни-
тельных термических в сварном соединении биметаллического переходника напря-
жений из-за разности коэффициентов термического расширения. Коническая поверх-
ность соединения алюминиевых сплавов со сталью или титаном, изменение рабочих
температур, а также различие в модулях упругости соединяемых материалов не по-
зволяют аналитически рассчитать прочность сварного соединения. Поэтому конструк-
тивную . очность г , убча:их биметаллических пц еходников о ‘ё	i ..тным
путем.
“Биметаллические трубчатые переходники (рис. 55) внутренним диаметром 15 мм
и толщиной стенки 2 мм получают клинопрессовой сваркой с нагревом соединяемых
деталей на воздухе. Сварку выполняют по схеме прессования, показанной на рис. 53,
а, б.
Перед сваркой детали нагревают в камерных электрических печах с выдержкой в
течение 15 мин: из сплавов АМг и АМгЗ - до 673 К, из сплава АМгб - до 623 К, из
сплавов АК8 и Д20 - до 723 К, из нержавеющей стали 12Х18Н9Т - до 573 К, из
сплава ВТ6 — до 588 К.
Для впрессовывания стальной и титановой деталей используют гидравлический
пресс усилием 100 МН со скоростью впрессовывания 1,33 • 10"3 м/с.
Детали из алюминиевых сплавов, а также из нержавеющей стали и титанового
сплава изготавливают механической обработкой из труб или прутков. Рабочий
торец алюминиевой детали обрабатывают с чистотой не ниже V6, а впрессовываемую
часть стальной и титановой детали с чистотой не ниже V8. После механической обра-
Рис. 55. Биметаллический трубчатый переходник (12Х18Н9Т — Al; ВТ6 — А1) с
гладким (а) и ступенчатым (б) внутренним диаметром
88
ботки алюминиевые детали обезжиривают и подвергают легкому травлению, а сталь-
ные и титановые детали - электрополировке и обезжириванию в бензине марки
калоша”.
Контроль качества сварных соединений состоит из предварительного и поопера-
ционного. Предварительный контроль включает:
1)	проверку квалификации операторов;
2)	контроль состояния оборудования и приспособлений;
3)	контроль качества подготовки и сборки деталей под сварку.
Пооперационный контроль включает проверку соблюдения всех технологических
операций, рентгенографирование сварных заготовок в двух взаимно перпендикуляр-
ных плоскостях с целью выявления возможного изгиба рабочей части впрессовыва-
емой детали, а также выборочный контроль. Выборочный контроль качества состоит
в определении прочности при испытании соединения на сдвиг (см. рис. 39, в) на од-
ной или нескольких сварных заготовках от числа изготовленных за смену. Партию
сварных заготовок считают годной, если образцы разрушаются не по линии соедине-
ния, а по приграничному слою алюминия.
В процессе эксплуатации сварные соединения наряду со статическим нагружени-
ем, подвергают также воздействию вибрации, зачастую в условиях резкого измене-
ния температуры. Поэтому целесообразно было определить работоспособность труб-
чатых биметаллических переходников, полученных клинопрессовой сваркой в усло-
виях, близких к эксплуатационным. С этой целью биметаллические переходники
(см.,рис. 55) вначале подвергали 10-кратному термоциклированию (от 573 до 77 К),
воздействию вибрации (90 с), проверке на вакуумную плотность гелиевым течеиска-
телем и затем испытанию до разрушения|растяжением или внутренним давлением при
температуре 573, 293 и 77 К. Результаты испытания трубчатых биметаллических пе-
реходников приведены в табл. 5.
Из таблицы видно, что в процессе испытания растяжением при температурах 573,
293 и 77 К все биметаллические переходники с углом заточки впрессовываемой дета-
ли а = 0,34 рад, кроме переходников 12Х18Н9Т + АМгб и ВТ6 + АМгб, испытанных
при температуре 293 К, разрушились по алюминиевой их части. При испытании внут-
ренним давлением до 60 МПа наблюдается аналогичная картина- все переходники с
углом заточки стальной и титановой детали а = 0,34 р^д, кроме переходников из ме-
таллов 12Х18Н9Т+АМгб и ВТб+АМгб, разрушились по алюминиевой части или не раз-
рушались (особенно при температуре 77 К)в случае использования высокопрочных
алюминиевых сплавов. Биметаллические переходники 12Х18Н9Т + АМгб и ВТ6 +
+АМгб с углом заточки впрессовываемой детали а = 0,07 рад при испытании растя-
жением при температуре 573 и 293 К разрушились по сплаву АМгб, а при темпера-
туре испытания 77 К - по поверхности контакта. При испытании указанных пе-
реходников на внутреннее давление они разрушились по алюминиевой их части
при температуре испытания 573 К и не разрушились при температуре испытания
293 и 77 К.
Наблюдаемый разброс прочности разрушения при испытании растяжением, по-ви-
димому, можно объяснить некоторой химической неоднородностью алюминиевых
сплавов. Разрушение переходников с углом заточки стальной и титановой деталей
а = 0,34 рад по алюминиевому сплаву даже при температуре испытания 77 К, веро-
ятно, обусловлено относительно небольшими значениями тангенциальных напряже-
ний среза в зоне контакта соединяемых металлов и развитой поверхностью сварки.
По результатам испытания биметаллических переходников, приведенных в
табл. 5, можно судить также о влиянии легирующих элементов на свариваемость
разнородных металлов в твердой фазе. Алюминиевые сплавы АК8 и Д20 (система
алюминий — медь) хорошо свариваются с нержавеющей сталью 12XI8H9T и титано-
вым сплавом ВТ6 в условиях клинопрессовой сварки на воздухе (а - 0,34 рад). ,
Следовательно, можно :читать, что осиэвной легирующий элемент этих .плавов -/
медь (3,9 — 4,8 % в сплаве АК8 и 6 — 7 % в сплаве Д20) благоприятно влияет из
образование прочного соединения указанных металлов при клинопрессовой сварке. /

Продолжение табл. 5
Металл v1* рад	т л исп» К	Испытание растя- жением		Испытание внутрен- ним давлением	
		напря- жение, МПа	место разруше- ния	давле- ние, МПа	место разруше- ния
	77	340	»»»»	60	То же
ВТ6 + Д20	0,34	573	122	По алюми- нию	30 По алюми- нию	
	293	222	То же	60	Не разру- шились	
	77	330	»» >»	60	То же
*Угол заточки впрессовываемой детали.
Образование более прочного соединения стали 12Х18Н9Т и титанового сплава
ВТ6 с алюминиевомагниевым сплавом АМгб в переходниках с углом заточки впрес-
совываемой детали а =0,07 рад, чем с углом заточки а =0,34 рад, обусловлено более
высоким уровнем напряжений сдвига в зоне контакта, а следовательно, повышени-
ем степени пластической деформации поверхностных слоев стальной и титановой де-
талей и вклада механической активации в процесс образования соединения.
Микроструктура сварных соединений, полученных • клинопрессовой сваркой,
типична для исследуемых материалов. В качестве примера на рис. 56 приведена
микроструктура сварных 'соединений алюминиевого сплава АК8 со сталью
12Х18Н9Т и титаном ВТ6 после сварки. Исследование зоны соединения металлов
на оптическом микроскопе при увеличении 450 не обнаруживает хрупких прослоек
интерметаллидных фаз. Микротвердость металлов в зоне соединения находится в
пределах 600 - 700 МПа со стороны алюминия и от 2500 до 2700 МПа со стороны
стали и титана. Последующий нагрев сварны? сочинений до 773 - 823 К приводит
к образованию вначале разрозненной, а затем и сплошной прослойки интерметал-
лидных фаз.
Рис. 56. Микроструктура зоны сварного соединения алюминиевого сплава АК8 с
нержавеющей сталью 12Х18Н9Т (в) и титановым сплавом ВТ6 (б) после клино-
прессовой сварки
91
Put г юлицшы слоя интерметаллидов подчиняется параболическому закону и тем
интенсивное, чем выше температура нагрева соединений. В соединениях алюминие-
вых сплавов АК8 и Д20 со сталью 12Х18Н9Т и титановым сплавом ВТ6 заметное
образование интерметаллидной фазы наблюдали при 773'и 823 К соответственно
через 6 ч. Нагрев биметаллических соединений до 823 Кдри длительности до 6 ч
приводит к резкому увеличению толщины слоя интерметаллидных фаз в соедине-
ниях алюминиевых сплавов со сталью и к незначительному - с титановым сплавом
ВТ6.
2.	Переходники из металлов, близких по твердости
Из литературных данных известно, что между титаном и железом образуются, по
крайней мере, два интерметаллидных соединения (TiFen TiFe,), обладающих
высокой твердостью и хрупкостью. Соединение стали с титаном не может быть полу-
чено сваркой плавлением.
Н.Н. Козак привела* принципиальную технологию изготовления сваркой взры-
вом и последующей теплой прокаткой тонколистового биметалла титан - сталь,
обладающего после соответствующей термообработки достаточными прочностными
и пластическими характеристиками. Однако применение в качестве метаемой заго-
товки листа из титана толщиной более 5  10“3 м приводит к образованию в зоне
контакта хрупкого интерметаллидного слоя. Качественные соединения сталей с ти-
тановыми сплавами больших толщин при сварке взрывом могут быть получены
только через прослойки из промежуточных металлов, имеющих ряд свойств, близ-
ких соединяемым металлам. При сварке титановых сплавов со сталью 12Х18Н9Т
этим условиям в большей степени удовлетворяют такие металлы, как тантал или
ниобий со стороны титана и медь или ее сплавы со стороны стали.
Стали и титановые сплавы имеют значительно большую твердость, чем алюминие-
вые сплавы, однако сами между собой мало отличаются по твердости, и поэтому
сварное соединение при клинопрессовой сварке нельзя получить по схеме, показан-
ной на рис. 53.
Авторы предложили способ, позволяющий устранить этот недостаток. При этом
на конусный конец одной детали предварительно наваривают слой металла, имеюще-
го значительно меньшук твердость, а в торцовой части другой детали делают выемку
конической формы 193]
Схема процесса кшшопрессовой сварки разнородных металлов, близких по твер-
дости, показана на рис. 57.
Для сварки металлов из разнородных металлов, близких по твердости, например
из стали и титанового сплава, концу детали 1, выполненной, например, из титанового
сплава, придают коническую форму и наваривают на этот конец значительно менее
твердый металл 2, например алюминиевый сплав, после чего в торцовой части детали
3, например из стали, выполняют выемку конической формы, которая повторяет
форму конического конца детали 1.
Затем деталь 3 помещают в прессформу 4, устанавливают на нее деталь 1 с нава-
ренным слоем металла 2, обе детали нагревают на воздухе или в защитной среде до
заданной температуры, после чего конический конец детали 1 из титанового сплава
впрессовывают в выемку конической формы детали 3 из стали. При этом менее
твердый металл 2, например алюминий, частично шаетед из зазор? между
поверхностями со диняемН" деталей Физический контакт между металлами обра-
зуется"вследствие пластической	рмации боле" мл^чого металла — алюминия.
Активация контактных поверхностей обеспечиваете" * предварительным нагревом
деталей перед сваркой и контактной пластической деформацией соединяемых ме-
таллов в тонких приповерхностных слоях в процессе выдавливания алюминием.
Клинопрессовый способ сварки близких по твердости металлов целесообразно
использовать при изготовлении трубчатых переходников титан - сталь.
Трубопроводы из титановых сплавов, несмотря на их высокую прочность и кор-
розионную стойкость, не получили распространения в изделиях новой техники. Это
’ Козак Н.Н. Канд. дис. Волгоград, 1969.
92
объясняется трудностью получения прочно-плотных сварных соединений в условиях
монтажа изделий. Резьбовые же соединения трубопроводов не обеспечивают герме-
тичности изделий при длительной эксплуатации в условиях вибрации и изменения
температур.
Для устранения этих недостатков разработана новая конструкция трубопроводов
из титановых сплавов и освоена технология их изготовления. Она отличается от
известных конструкций тем, что к трубе из титанового сплава приваривается титано-
во-стальной трубчатый переходник. Часть биметаллического переходника, которой
он приваривается к титановой трубе в условиях цеха, выполнена из титанового
сплава, другая его часть - стальная. Эти части сварены клинопрессовым способом.
При монтаже трубопроводов соединение осуществляют по стальным ниппелям.
Конструктивную прочность трубчатых переходников, полученных клинопрес-
совой сваркой металлов, близких по твердости, определяли на титаново-стальных
образцах, форма которых приведена на рис. 58. Титановую часть переходника изго-
тавливали из сплава ВТ6, а стальную — из нержавеющей стали 12Х18Н9Т. Сварку
титаново-стальных переходников осуществляли через прослойку из алюминиевых
сплавов АМг, АМгЗ, АК8 и Д20. Эти сплавы выбрали, исходя из результатов испыта-
ния алюминиево-стальных и алюминиево-титановых трубчатых переходников (см.
табл. 6). Они хорошо свариваются клинопрессовым способом со сплавом ВТ6 и со
сталью 12Х18Н9Т.
Гитано- , ,	1	_ переходники (рис. 58) с внутренним диаметром
1L нм й~ толщиной стенки 2 мм получали клинопрессовой сваркой с нагревом сЗе-
Линяёмых деталей на воздухе. Наварку алюминиевого сплава на коническую часть
титановой педали выполняли по схеме, показанной на рис. 53, а. Сварку титановой
и стальной частей переходника осуществляли по схеме рис. 57, а, б. Перед сваркой
детали нагревали в электрических печах с выдержкой в течение 15 мин: сплавов
АМг, АМгЗ - до 673 К, а из сплавов АК8 и Д20 — до 723 JK. До такой же темпера-
туры нагревали и тйтановые детали с наваренным алюминиевым сплавом при сварке
со стальной деталью Детали из титанового сплава ВТ6 перед сваркой с алюм ниев! -
ми сплавами нагревали до 588 К, а детали из нержавеющей гпш 12М Т9Т -
ДО 573 К. <	--------
"Сварку (выпрессовывание) титановой детали с алюминиевым сплавом и сварную
титаново-алюминиевую заготовку со сталью производили на гидравлическом прессе
усилием 100 МН. Скорость впрессовывания составляла 1,33 • 10"3 м/с. С целью
предохранения от перекоса свариваемых деталей впрессовывание выполняли в рам-
ном приспособлении (см. рис. 38).
Детали из нержавеющей стали, а также из титановых и алюминиевых сплавов по-
лучали механической обработкой из прутка.
Рис. 57. Схема клинопрессовой свар-
ки трубчатых переходников из разно-
родных металлов, близких по твер-
дости (сталь — титановый сплав),
через прослойку из значительно ме-
нее твердого металла (алюминиевый
сплав) при а, рад:
а - 0,34; б- 0,07
а	б
93
Erie. 58. Биметаллический трубчатый переходник (ВТ6 — Al — 12Х18Н9Т) с гладким
(а) и ступенчатым (б) внутренним диаметром
Требования по чистоте механической обработки свариваемых деталей, подготов-
ка их рабочих поверхностей перед сваркой и контроль качества сварных соединений
были теми же, как и при сварке алюминиево-стальных и алюминиево^гитановых тру-
- бчатых переходников. С учетом условий работы титановых трубопроводов в издели-
ях новой техники биметаллические переходники (рис. 58) подвергали следующим
испытаниям: 10-кратному термоциклированию путем резкого охлаждения от темпе-
ратуры 573 до 77 К, воздействию вибрации (90 с), контролю на вакуумную плот-
ность гелиевым течеискателем и затем испытанию до разрушения растяжением или
внутренним давлением (60 МПа) при комнатной температуре. Результаты испытания
титаново-стальных трубчатых переходников с прослойкой из различных алюминие-
вых сплавов приведены в табл. 6.
Таблица 6. Прочность трубчатых биметаллических переходников
при испытании растяжением
Металл	Угол конуса на свари- ваемых деталях, рад	Испытание растяжением	
		напряжение, МПа	место разруше- ния
ВТ6 +АМг+ 12Х18Н9Т	0,34	606	По алюминию
	0,07	715	По стали
ВТ6 + АМгЗ + 12Х18Н9Т	0,34	634	По алюминию
	0,07	729	По стали
ВТ6 + АК8 + 12Х18Н9Т	0,34	716	” »»
	0,07	725	*» »»
ВТ6 + 1201 + 12Х18Н9Т	0,34	720	’» »»
	0,07	685	»» »»
При испытании биметаллических переходников внутренним давлением 60 МПа
все они не разрушились. При испытании растяжением разрушились по месту соеди-
нения только переходники с углом заточки соединяемых деталей а = 0,34 рад, в ко-
торых в качестве прослойки использовали сплавы АМг и АМгЗ, что объясняется их
низкой прочностью. Биметаллические переходники с таким же углом заточки сое-
диняемых деталей, но с металлом прослойки из алюминиевых сплавов АК8 и Д20
разрушились по их стальной части.
Титано-стальные переходники с углом заточки а = 0,07 рад и величиной на-
хлестки телескопического соединения 20 - 10"3 м при испытании растяжением
все разрушились по стали.
Испытания на прочность растяжением или внутренним давлением при комнат-
ной температуре титаново-стальных трубчатых переходников, полученных клино-
прессовой сваркой через прослойку из сплавов АМг, АМгЗ (система алюминий —
магний) и АК8, Д20 (система алюминий — медь), показали целесообразность при-
менения прослойки из сплавов АК8 и Д20, а также преимущество сварного соеди-
нения телескопического типа (угол конуса детали из стали и титана а = 0,07 рад) 
94
Г л а в а V
КЛИНОПРЕССОВАЯ СВАРКА ИЗДЕЛИЙ
ИЗ КОМПОЗИЦИОННОГО МАТЕРИАЛА АЛЮМИНИЙ - БОР
Сварка труб и полых цилиндров
из композиционного материала алюминий — бор >
с законцовками из сплавов алюминия и титана
В последние годы в изделиях новой техники получил применение новый класс
высокопрочных конструкционных волокнистых композиционных материалов.
Одним из таких материалов является композиционный материал алюминий — бор.
Высокие удельные прочность и модуль упругости по сравнению с теми же харак-
теристиками высокопрочных алюминиевых и титановых сплавов дают основание
считать его перспективным конструкционным материалом при изготовлении лета-
тельных аппаратов, где одним из главных требования является снижение массы.
Из композиционного материала алюминий — бор целесообразно изготовлять
трубчатые элементы конструкций, р.г де* идее на растяжение - сжатие, а также
цилиндрические корпуса, работающие под воздействием внутреннего или наруж-
ного давления. При этом масса цилиндрических корпусов снизится на 40 % и более
и улучшится ряд других эксплуатационных характеристик. Преимущество цилинд-
рических корпусов из композиционного материала заключается также в возмож-
ности достижения временного сопротивления разрыву в поперечном направлении
в два раза большего, чем в направлении оси. При этом масса корпуса примерно на
20 % меньше, чем корпусов из алюминиевых или титановых сплавов.
Преимущества композиционного материала алюминий — бор, наиболее полно
могут быть реализованы в трубчатых элементах ферм, которые под действием внеш-
них факторов находятся в состоянии растяжения или сжатия. В этом случае упроч-
няющие волокна располагают вдоль оси трубы, что обеспечивает наиболее благопри-
ятные условия их нагружения.
Использование в' промышленности труб и цилиндрических корпусов из компо-
зиционного материала алюминий - бор сдерживается трудностью получения проч-
но-плотного соединения их с законцовками из обычных конструкционных сплавов.
Композиционные материалы алюминий — бор, состоящие из двух разнородных ма-
териалов - упрочняющих борных волокон диаметром 0,10 - 0,14 • 10"’ м и алюми-
ниевой матрицы, нельзя соединять сваркой плавлением. При сварке плавлением
волокна бора разупрочняются,и в переходной зоне с металлом матрицы образуется
хрупкий интерметаллид, вследствие чего снижаются его прочностные свойства. Высо-
кая прочность композиционных материалов в направлении армирования приводит к
необходимости нагружения труб и цилиндрических корпусов из этих материалов
только через металл матрицы на их внутренней и наружной поверхности. Использо-
вание развитой поверхности контакта между законцовками из обычного конструк-
ционного сплава и трубой или корпусом из композиционного материала позволяет
приложить к указанным конструктивным элементам значительные по величине уси-
лия при относительно низких значениях напряжения на контактной поверхности.
Контактные поверхности законцовки и трубы или корпуса из композиционного ма-
териала можно соединить пайкой или твердофазной сваркой. Однако невозможность
пластической деформации композиционного материала в направлении армирования
и высокая хрупкость волокон бора создают определенные трудности в использова-
нии твердофазных способов сварки (сварка трением, взрывом и др.).
В современном машиностроении применяют способ соединения труб, например,
с трубными решетками, заключающийся в том, что трубу с насаженным промежуточ-
ным элементом устанавливают в отверстие трубной решетки и в процессе разваль-
цовки трубы вдавливают кольцевые выступы промежуточного элемента в трубу и
трубную решетку [ 131].
Другой способ [132] закрепления трубы в отверстии теплообменного аппарата
состоит в том, что на одной из соединительных поверхностей предварительно наре-
зают резьбу, заполняют зазор между ними полосками уплотнительного материала,
например паронита, размещенного вдоль трубы, а развальцовывают трубу до вдав-
95
пинания в металл отверстия вершин резьбы, разделяющих полоски материала на
отдельные элементы, соизмеримые с размерами впадин резьбы.
Однако указанные способы позволяют получить только механическое закрепле-
ние соединенных труб, которое имеет меньшую прочность и герметичность по срав-
нению с твердофазным сварным соединением.
Для соединения законцовок из обычных конструкционных сплавов с трубами или
цилиндрическими корпусами из композиционного материала авторы совместно с
М.Г. Гореловым разработали способ клинопрессовой сварки разнородных металлов,
резко различающихся по твердости [ 130]. Давление впрессовывания получают за
счет термических напряжений, возникающих при нагреве двух коаксильно собран-
ных жестких цилиндров с различными коэффициентами термического расширения
(КТР). Элементы законцовки.на контактной поверхности которых предварительно
нарезана резьба, подвергают коаксиальной сборке с трубой (корпусом) из компози-
ционного материала алюминий — бор, а также с оправкой и обоймой приспособления
для клинопрессовой сварки. Собранное приспособление нагревают в защитной среде.
Оправка приспособления для клинопрессовой сварки имеет больший КТР, чем обой-
ма. В процессе нагрева собранного приспособления до 0,7 — 0,9 от температуры плав-
ления наиболее легкоплавкого из соединяемых металлов сократится расстояние
между рабочими поверхностями оправки и обоймы вследствие разности их КТР и
выступы (’’клинья”) резьбы впрессуются в плакировочные слои трубы (корпуса) из
композиционного материала.
При впрессовывании выступов резьбы законцовки (более твердый материал)
пластическая деформация контактной поверхности трубы или корпуса (менее твер-
дый материал) будет зависеть только от величины угла заточки профиля резьбы и
определится выражением
е = (l/sina/2 - 1) • 100 % ,
где а — угол заточки профиля резьбы законцовки, рад.
Впрессовывание выступов резьбы законцовки в плакировочный слой трубы
(корпуса) из композиционного материала алюминий - бор при нагреве в защитной
среде приведет к образованию твердофазного сварного соединения на границе разде-
ла законцовка - плакировочный слой.
В данной схеме клинопрессовой сварки, как и в случае получения биметалличес-
ких трубчатых переходников, физический контакт между соединяемыми металлами
образуется в результате пластической деформации менее твердого металла. Актива-
ция контактных поверхностей соединяемых металлов обеспечивается нагревом де-
талей и пластической деформацией в процессе клинопрессовой сварки.
Сварка трубы из композиционного материала алюминий — бор,
армированной в продольном направлении, с законцовками
из алюминиевого сплава
Перед описанием процесса соединения трубы из композиционного материала алюми-
ниевый сплав АДЗЗ — волокна бора с законцовками из алюминиевого сплава Д20
клинопрессовой сваркой остановимся на некоторых особенностях материала трубы.
Армирование трубы волокнами бора только в одном направлении — вдоль ее оси,
приводит к анизотропии механических и теплофизических свойств. КТР материала
трубы в направлении диаметра примерно равен КТР алюминия (23 • 10"‘ К-1), ав
направлении ее оси — КТР волокон бора (7,5 • 10_< К"1). Прочность трубы в направ-
лении укладки армирующих волокон составляет 1200 — 1500 МПа, а модуль упруго-
сти 220000 — 250000 МПа. Прочность такой трубы в поперечном мая •• и» арми-
рования примерно соответствует прочности металла матрице композиционного мате-
риала из алюминиевого сплава (150 - 200 МПа).
Высокая прочность трубы из композиционного материала АДЗЗ — бор в направле-
нии армирования приводит к необходимости сварки с законцовками из сплава Д20
по внутренней и наружной ее поверхности с использованием развитой поверхности
контакта соединяемых металлов. Применение законцовки, соединенной клинопрес-
совой сваркой давлением с внутренней и наружной поверхностью трубы, позволяет
96
уменьшить величину нахлестки соединения и равномерно передавать нат-рузку на
трубу без изгиба ее стенки.
На рис. 59 и 60 даны схемы получения соединения трубы из композиционных ма-
териалов алюминий - бор с законцовкой из алюминиевого сплава Д20 клинопрессо-
вым способом. Труба диаметром 100 • 10-3 м с толщиной стенки 2,5 • 10-3 м из
композиционного материала АДЗЗ — бор имела плакировочные слои толщиной 0,15 X
X10-3 м из алюминия по внутренней и наружной поверхности. Наружная и внутрен-
няя детали законцовки имели резьбовую нарезку с шагом 0,5 • 10-3 и глубиной
0,3  10"3 м.
Основные элементы приспособления для клинопрессовой сварки трубы из ком-
позиционного материала с алюминиевой законцовкой (рис. 59) - оправка 1 и обой-
Рис. 59. Схема получения соединения клинопрессовой сваркой законцовки из алюми-
ниевого или титанового сплава с трубой из композиционного материала алюминий —
бор с продольным армированием
Рис. 60. Изменение размеров элементов приспособления и соединяемых деталей при
клинопрессовой сварке трубы из композиционного материала АДЗЗ — бор с про-
дольным армированием с законцовкой из сплавов алюмцния Д20 и титана ВТ6.
Расположение-деталей после:
а — сборки; б—нагрева до температуры сварки; в—охлаждения; г—термофиксации
законцовки
97
ма 2 — изготовлены из материалов с большим и меньшим КТР соответственно.
Оправку 1 приспособления изготавливали из марганцевого сплава Б на рис. 60
(КТР =28 • 10"‘ К-1), а обойму 2 - из молибденового сплава (КТР =6 • 10"* К-’).
Сборку приспособления с трубой и деталями законцовки вели в следующей после-
довательности. Между оправкой 1 и обоймой 2 помещали трубу 3 из композицион-
ного материала, а также внутреннюю 4 и наружную 5 детали законцовки (рис. 59, а;
левая сторона). Детали 4 и 5 законцовки соприкасаются с оправкой 1 и обоймой 2
по скользящей посадке. Между резьбовой поверхностью деталей 4 и 5 законцовки
и трубой 3 имеется сборочный зазор т (рис. 60, а). В данном случае величина зазора
л!=0,1 • IO”3 м.
Собранное приспособление y~ini.ru. али с двух концов трубы из композицион-
ного материала и нагревали в электрической печи с защитной средой. Электрическая
печь шахтного типа снабжена контейнером из нержавеющей стали с водоохлаждаемы-
ми фланцами. Электрические нагреватели, расположенные по высоте печи, выполне-
ны из двух секций, что дает возможность поддерживать температуру нагрева по вы-
соте печи в пределах ± 5 К. Для регулирования режима нагрева печи и контроля тем-
пературы деталей сборки приспособления использовали многоточечный потенцио-
метр КСП-4. Хромель-алюмелевые термопары устанавливали в верхней и нижней
зонах печи, а также зачеканивали в детали приспособления. Защитную среду в кон-
тейнере создавали трехкратным вакуумированием до 1,3 • 10-3 Па и заполнением
аргоном марки А. Применение сменных контейнеров позволило совместить опера-
ции создания в контейнере защитной среды, его нагрева и охлаждения и тем самым
повысить производительность печи.
В процессе нагрева собранного приспособления для клинопрессовой сварки (рис.
59, а — левая сторона; рис. 60, а) расстояние между рабочими поверхностями оправ-
ки и обоймы уменьшается вследствие различия КТР их материалов. Одновременно
происходит пластическое деформирование наружной и внутренней деталей закон-
цовки из алюминиевого сплава Д20. Обойма приспособления из молибдена, препят-
ствуя термическому расширению наружной детали законцовки[линия Мо(Д20) на
рис.60, а, б], фактически осаживает ее по диаметру. Оправка приспособления из сплава
Б, имеющего больший КТР, чем у сплава Д20, также пластически деформирует —
растягивает по диаметру внутреннюю деталь законцовки. В результате этого зазоры
между трубой из композиционного материала и деталями законцовки уменьшаются.
При некоторой температуре начала впрессовывания выступов резьбы законцовки
зазоры будут полностью выбраны. При дальнейшем повышении температуры нагрева
расстояние между рабочими поверхностями оправки и обоймы приспособления для
клинопрессовой сварки будет продолжать уменьшаться при одновременной их упру-
гой деформации. На рис. 60, а, б сплошными линиями Мо (Д20) и Б (Д20) показано
перемещение рабочих поверхностей обоймы из молибдена и оправки из сплава Б с
учетом их упругой деформации, вызванной сопротивлением пластическому дефор-
мированию деталей законцовки, а также давлением впрессовывания выступов резь-
бы законцовки в плакировочные слои трубы из композиционного материала
Накопленная энергия упругой деформации оправки и обоймы приспособления
для клинопрессовой сварке приведет к впрессовыванию выступов резьбы деталей
законцовки в плакировочные слои алюминия на трубе из композиционного матери-
ала (рис. 59, а - правая сторона; рис. 60, б) с образованием твердофазного соедине-
ния между свариваемыми металлами.
Пластическое деформирование наружной детали законцовки по ее диаметру при
нагреве приспособления для клинопрессовой сварки приводит к тому, что при тем-
пературе окончания впрессовывания выступов резьбы законцовки средний диа-
метр />зак будет меньше среднего диаметра трубы D^. Эго вызывает некоторый
изгиб упрочняющих волокон трубы в зоне, прилегающей к законцовке, как пока-
зано на рис. 60,-б.
Охлаждение собранного приспособления для клинопрессовой сварки до темпера-
туры окружающего воздуха приведет к образованию зазоров л, и л2 между наруж-
ной и внутренней ’деталями законцовки, а также оправкой и обоймой приспособле-
ния цз-за разности КТР материалов, из которых они изготовлены (рис. 59, б - левая
98
сторона, рис. 60, в). Удаляя оправку и обойму приспособления для клинопрессовой
сварки, получили трубу из композиционного материала АДЗЗ с законцовками из
алюьщниевого сплава Д20 (рис. 59, б — правая сторона, рис. 60, в).
Однако на рис. 60, в видно, что и после охлаждения приспособления для клино-
прессовой сварки средний диаметр трубы Dm больше среднего диаметра законцовки
Z)3aK, в нашем случае примерно на 0,3 • 10"3 м. Так как КТР материала трубы из
композиционного материала АДЗЗ - бор в направлении ее диаметра и материала,
законцовки (алюминиевый сплав Д20) примерно одинаковы, то смещение указан-
ных радиусов вызвано пластической деформацией при нагреве (осадкой) материала
наружной детали законцовки. Такое несоответствие размеров Djp и Дик нежела-
тельно, так как может привести к потере устойчивости стенки трубы, к преждевре
менному ее разрушению при нагружении сжимающим усилием.
Средний диаметр законцовки Z)3aK увеличивали до размера среднего диаметра
трубы Д-р (рис. 60, г) из композиционного материала пластической деформацией
материала законцовки в процессе охлаждения. Вначале трубу с законцовкой (рис.
60, в) нагрели в камерной печи на воздухе до 673 К, вставили с зазором по внутрен-
нему диаметру законцовки оправку из сплава с КТР = 28 • 10"‘ К-1, вновь нагрели
собранные детали до 673 К, а затем охладили до температуры окружающего воздуха.
При нагреве сборки оправка из сплава Б, увеличиваясь в размерах, выбирает зазор
по внутреннему диаметру законцовки из алюминиевого сплава Д20. При охлаждении
сборки оправка препятствует уменьшению диаметра законцовки, вследстве различия
КТР их материалов и тем самым пластически деформирует ее с увеличением диамет-
ра до заданного размера.
В результате можно получать трубы из композиционного материала АДЗЗ — бор
с законцовками из алюминиевого сплава Д20, в которых средний диаметр трубы
ZJjp равен среднему диаметру законцовки Рзак (рис. 60, г).
Прочность сварного соединения законцовки с трубой из композиционного мате-
риала определяли при испытании на сдвиг внутренней и наружной детали законцов-
ки. Образцы разрушались по металлу плакировочного слоя трубы из композицион-
ного материала при напряжении сдвига 50 — 60 МПа.
Сварка трубы из композиционного материала алюминий - бор,
армированной в продольном направлении,
с законцовками из титанового сплава
В конструкциях летательных аппаратов наряду с алюминиевыми сплавами широко
применяют прочные титановые сплавы. Детали элементов конструкции из титановых
сплавов соединяют между собой сваркой плавлением. В работе [ 102] сообщается об
успешном использовании законцовок из титанового сплава на трубах из композици-
онного материала алюминий - бор при изготовлении фермы средней части фюзеляжа
многоразового транспортного космического корабля “Space Shuttle”. Поэтому целе-
сообразно рассмотреть возможность соединения трубы из композиционного матери-
ала алюминий - бор с законцовками из титанового сплава клинопрессовым спосо-
бом сварки.
Эксперименты выполняли на трубе диаметром 100 • 10-3 м с толщиной стенки
2,5 • 10-3 м из композиционного материала алюминиевый сплав АДЗЗ - волокна
бора с продольным армированием. Наружная и внутренняя поверхности трубы име-
ли плакировочные слои толщиной примерно 0,5 • 10 ~3 м из алюминиевого сплава
АДЗЗ.
В качестве материала законцовки применяли титановый сплав ВТ6, отличающий-
ся высокой прочностью и хорошей технологичностью. Использование схемы закон-
цовки с внутренней и наружной деталями в случае применения сплава ВТ6, кроме
уменьшения длины нахлестки соединения трубы с законцовкой, позволяет также
предохранить от разрушения сварное соединение в зоне контакта труба - наружная
деталь законцовки в период охлаждения после сварки. Размещение стенки трубы из
композиционного материала между внутренней и наружной деталями законцовки
приводит к контролируемому перемещению стенки трубы при охлаждении после
сварки без разрушения сварного соединения. Кром.е того, повышается стойкость
99
соединения законцовки из титанового сплава с трубой из. композиционного матери-
ала в условиях испытаний на термоциклирование.
Схема получения соединения трубы из композиционного материала АД33 — бор
с законцовкой из титанового сплава ВТ6 аналогична приведенной на рис. 59 и 60.
Эксперименты проводили на трубе и в приспособлении, которые применяли при
сварке законцовки из алюминиевого сплава.
Пластическое деформирование наружной и внутренней деталей законцовки из
титанового сплава при нагреве приспособления для клинопрессовой сварки приве-
дет к тому, что после охлаждения средний диаметр законцовки ©зак_ будет больше
среднего диаметра трубы ©тр в нашем случае примерно на 0,20 • 10~3 м. Смещение
указанных средних диаметров вызвано пластической деформацией деталей закон-
цовки при нагреве приспособления, а также различием в КТР трубы из композицион-
ного материала в направлении ее диаметра и материала законцовки. Уменьшение
среднего диаметра законцовки ©зак из титанового сплава ВТ6 до размера среднего
диаметра трубы ©рр из композиционного материала выполняли путем осадки дета-
лей законцовки по их диаметру в процессе нагрева. Для этого законцовку, соединен-
ную с трубой, помещали в обойму из молибдена по скользящей посадке и нагревали
в камерной электропечи до температуры 673 К. При нагреве происходит пластичес-
кое деформирование деталей законцовки на заданную величину вследствие разности •
КТР материала законцовки (титановый сплав ВТ6) и материала обоймы (молибде-
на) . При охлаждении указанной сборки до температуры окружающего воздуха меж-
ду наружной деталью законцовки и обоймой из молибдена образуется зазор. После
удаления обоймы получена труба из композиционного сплава АДЗЗ - бор с прива-
ренными по ее концам законцовками из титанового сплава ВТ6, средний диаметр
которых ©зак равен среднему диаметру трубы ©гр (рис. 60 г).
Прочность сварного соединения законцовки из сплава ВТ6 с трубой из компози-
ционного материала АДЗЗ — бор определяли при испытании на сдвиг внутренней и
наружной деталей законцовок. Образцы разрушались по плакировочному слою АДЗЗ
трубы из композиционного сплава при напряжении сдвига 80 -- 90 МПа.
Определение основных размеров и параметров сборки
приспособления для клинопрессовой сварки трубы
из композиционного материала с законцовками из сплавов алюминия и титана
Основными размерами приспособления для клинопрессовой сварки законцовок из
алюминиевых или титановых сплавов с трубой из композиционного материала алю-
миний — волокна бора являются рабочие диаметры оправки ©оп и обоймы ©og и
толщины их стенок Яоп и Яоб-
Рабочие диаметры оправки и обоймы приспособления для клинопрессовой сварки
определяются размерами трубы из композиционного материала, а также внутренней
и наружной деталей законцовок. Толщину стенок оправки и обоймы выбирают,
исходя из условия деформации их в упругой зоне под действием давления от пласти-
ческого деформирования деталей законцовки и давления от впрессовывания высту-
пов резьбы законцовки в плакировочные слои трубы.
Величину сборочных зазоров тпринимают равной 0ЛО$ — 0,1 10-3 м, что обес-
печивает легкую сборку деталей этконцовок с трубой из композиционного матери-
ала. Ход впрессовывания выступов резьбы в плакировочные слои трубы, который в
рассматриваемся схеме сварки по своей величине равен высоте выступов резьбы h,
определяют следующим образом.	" —-—
Относительное перемещение 6 рабочих поверхностей оправки и обоймы приспо-
собления для клинопрессовой сварки, необходимое для впрессовывания выступов
резьбы деталей законцовки в плакировочные слои трубы, равно:
б=й+2лг.	(V. 1)
Кроме того, возможное относительное перемещение 6 рабочих поверхностей
оправки и обоймы приспособления (условно принимаем их абсолютно жесткими)
100
при нагреве до температуры сварки законцовки с трубой из композиционного мате-
риала можно определить по уравнению
6 =Уг(Т — 7О) (£>оп “оп — ^об“оЪ ) ’	(V. 2)
где Т — температура нагрева приспособления при клинопрессовой сварке; То - тем-
пература окружающего воздуха; £>оп, Z>og - рабочие диаметры оправки и обоймы
приспособления для клинопрессовой сварки; ajn , ajg - КТР материалов оправки
и обоймы.
Приравнивая правые части выражений (V. 1) и (V. 2), определили высоту резьбы
деталей законцовки, впрессовывание которой обеспечивается размерами элементов
данного приспособления для сварки (Don, А>б) и КТР материалов (ajn > “об ) > из
которых они изготовлены:
h — Vi (Т — То) (Don“on — Роб“оЪ) “ 2rn.	(V. 3)
Из анализа данного уравнения следует, что высота выступов резьбы h деталей
законцовки может быть тем больше, чем выше температура Т клинопрессовой свар-
ки, больше разница произведений диаметра- оправки Don на КТР ее материала и диа-
метра обоймы £>об на КТР ее материала, а также чем меньше величина сборочных за-
зоров т.
При нагреве собранного приспособления для клинопрессовой сварки (оправка и
обойма которого выполнены из реальных металлов) диаметр оправки уменьшается
на величину 26оп, диаметр обоймы увеличивается на величину 26 og вследствие их
упругой деформации (см. рис. 60, б). Упругая деформация элементов приспособле-
ния для клинопрессовой сварки определяется давлением впрессовывания выступов
резьбы законцовки в плакировочные слои трубы и давлением пластического дефор-
мирования наружной и внутренней деталей законцовки. В этом случае уравнение
(V. 3) примет вид:
h = ¥г(Т— То) (Ропаоп ~^7об“<3б) —2/71— 6Оц — 6об-	(V. 4)
Упругое перемещение оправки 6ОП и обоймы 60g приспособления в процессе кли-
нопрессовой сварки законцовки с трубой можно определить через упругую деформа-
цию:
®оп = ^оп е оп> 6об= ^Роб е об,	(V. 5)
где е оп — упругая деформация сжатия оправки; е об - упругая деформация растя-
жения обоймы.
Поскольку деформация элементов приспособления происходит только в упругой
зоне, то ее можно определить по закону Гука:
еоп = 0оп/^оп> е об = “об /-®об>	(V.6)
где ооп — напряжение сжатия в оправке; aog - напряжение растяжения в обойме;
^оп, Еоб — модуль Юнга материалов оправки и обоймы при температуре сварки.
Величины напряжений ооп и o0g можно определить из условия равновесия оправ-
ки и обоймы приспособления для клинопрессовой сварки под действием давления
прессования:
“оп = РопРоп / Шоп > “об = РобА>б / 2Ноб >	(V. 7)
где роп — давление на рабочую поверхность оправки приспособления, состоящее из
давления впрессовывания выступов резьбы законцовки в плакировочные слои тру-
бы и давления пластического деформирования внутренней детали законцовки; pog -
давление на рабочую поверхность обоймы приспособления, состоящее из давления
впрессовывания выступов резьбы законцовки в плакировочные слои трубы и давле-
ния пластического деформирования наружной детали законцовки.
Из уравнения (V. 6) и (V. 7) получим выражение для 6ОП и 6og:
®оп =РотРоп1 2Ноп^оп ;боб=₽обОоб/ 2^об^об •	(V. 8)
101
Учитывая упругую деформацию элементов приспособления для клинопрессовой
сварки, получим для определения высоты выступов резьбы h деталей законцовки
уравнение
h = Уг(Т — То) (/>опаоп — Ai6aofe) —	— РотРоп / 2Н0П^ оп —	(V. 9)
— Роб°об / 2^об^об.
Сварка цилиндрического корпуса из композиционного материала
алюминий — бор, армированного в продольном и поперечном
направлениях с законцовками из алюминиевого сплава
Авторы получили прочно-плотное соединение цилиндрических корпусов из компози-
ционного материала алюминий — бор с законцовками из сплавов алюминия спосо-
бом клинопрессовой сварки, при котором давление впрессовывания создается в ре-
зультате термических напряжений, возникающих при нагреве двух коаксиально со-
бранных жестких цилиндров с различными КТР [ 134].
Эксперименты выполняли на цилиндрических корпусах диаметром 2 • 10-1 м с
толщиной стенки 2,5  10“ м из композиционного материала алюминиевый сплав
АДЗЗ — волокна бора. Цилиндрические корпуса были армированы в окружном и
продольном направлении при соотношении армирующих слоев 2:1 соответственно.
Такая укладка армирующих волокон бора, позволяет привести в соответствие проч-
ность цилиндрического корпуса в окружном и продольном направлениях с напряже-
ниями, возникающими в этих направлениях при нагружении его внутренним или
наружным давлением. Прочность цилиндрического корпуса в окружном направлении
равна 800 МПа, в продольном направлении 400 МПа. Характер разрушения компози-
ционного материала хрупкий при относительном удлинении 0,6 — 0,7 %. Особенность
цилиндрического корпуса из композиционного материала алюминий - бор с ортого-
нальным армированием заключается в том, что в отличие от труб из-этого материала
с продольным армированием КТР в направлении диаметра корпуса примерно равен
КТР волокон бора (7,5 • 10-6 К-1). Наружная поверхность цилиндрических корпу-
сов была плакирована слоем толщиной 0,15 • 10"3 м из алюминия АД1.
В качестве материала законцовок для соединения с цилиндрическим корпусом
из композиционного материала применяли алюминиевый сплав Д20, который обла-
дает хорошей технологичностью и высокой прочностью.
В отличие от двусторонней законцовки, получаемой на трубах из композицион-
ного материала алюминий — бор с продольным армированием, законцовку из алю-
миния на цилиндрических корпусах выполняли только по его наружному диаметру
из-за невозможности пластического деформирования таких корпусов в направлении
диаметра. На внутренней поверхности алюминиевой законцовки предварительно
наносили нарезку с шагом 0,5 • 10 "3 м и глубиной 0,3 • 10-3 м.
На рис. 61 и 62 приведены схемы получения соединений цилиндрического корпуса
из композиционного материала АДЗЗ — бор с законцовками из алюминиевого сплава
Д20 способом клинопрессовой сварки. Основными элементами приспособления для
клинопрессовой сварки законцовок являются оправка 1 и обойма 2, выполненные
из материалов с большим и меньшим КТР соответственно. Оправка 1 приспособле-
ния изготовлена из титанового сплава ВТ6 (КТР = 10  10-6 К-1), а обойма 2 — из
молибденового сплава (КТР = 6  10-6 К-1).
Сборку приспособления для клинопрессовой сварки с цилиндрическим корпусом
и законцовкой из алюминиевого сплава выполняли в следующей последовательнос-
ти. Между оправкой 1 и обоймой 2 приспособления коаксиально помещали цилинд-
рический корпус 3 из композиционного материала и законцовку 4 из сплава Д20
(рис. 61, а — левая сторона). Законцовка 4 соприкасается с обоймой 2 приспособле-
ния по скользящей посадке. Между резьбовой поверхностью законцовки 4 и цилинд-
рическим корпусом 3 имеется сборочный зазор m величиной 0,1  10 ~Л м (рис. 62, а).
Сборку оправки 1 с корпусом 3 выполняли по скользящей посадке.
Приспособления для клинопрессовой сварки "и законцовки из алюминия устанав-
ливали с двух концов цилиндрического корпуса из композиционного материала и
нагревали в электрической печи шахтного типа с защитной средой — аргоном.
102
В процессе нагрева собранного приспособления для клинопрессовой сварки за-
концовки из алюминиевого сплава Д20 с цилиндрическим корпусом из композици-
онного материала АДЗЗ - бор (рис. 61, а — левая сторона, рис. 62, а) расстояние
между рабочими поверхностями оправки и обоймы сок,-.:и« .ся вследствие разли-
чия КТР их материалов. Одновременно происходит пластическое деформирование
алюминиевой законцовки. Обойма приспособления для клинопрессовой сварки,
выполненная из молибдена, препятствуя термическому расширению алюминиевой
законцовки [ линия Мо (Д20) на рис. 62, а, б], фактически осаживают ее по наружно-
му диаметру. Оправка приспособления для клинопрессовой сварки, выполненная из
титанового сплава ВТ6, увеличиваясь в диаметре при нагреве и	ая на внут-
реннюю поверхность корпуса, деформируется только упруго, так как ее КТР незна-
чительно больше КТР цилиндрического корпуса из композиционного материала.
Роль титановой оправки приспособления в данном случае сводится только к увели*
Рис. 61. Схема получения соединения клинопрессовой сваркой законцовки из алюми-
ниевого или титанового сплава с цилиндрическим корпусом из композиционного
материала с продольным и окружным армированием
Рис. 62. Изменение размеров элементов приспособления и с ' . веемых деталей при
клинопрессовой сварке цилиндрического корпуса из композиционного материала
АДЗЗ с продольным и окружным армированием с законцовкой из алюминиевого
сплава Д20. Расположение деталей после:
а — сборки; б — нагрева до температуры сварки; в— охлаждения; г — термофикса-
ции законцовки
103
чению устойчивости стенки цилиндрического корпуса при впрессовывании в его
плакировочный слой выступов резьбы законцовки.
В результате указанных явлений зазор т между наружной поверхностью цилин-
дрического корпуса и резьбовой поверхностью законцовки уменьшается и при не-
которой температуре нагрева будет полностью выбран. С дальнейшим повышением
темпера1 уры нагрева приспособления расстояние между рабочими поверхностями
оправки и обоймы будет продолжать сокращаться. При этом упругая деформация
обоймы будет увеличиваться не только из-за давления пластического деформирова-
ния законцовки по ее диаметру, но также и вследствие давления впрессовывания
выступов резьбы законцовки в плакировочный слой корпуса из композиционного
материала. На рис. 62, а, б сплошными линиями, обозначенными Мо (Д20) и ВТ6,
показано перемещение рабочих поверхностей оправки из титанового сплава ВТ6 и
обоймы из молибдена с учетом их упругого перемещения 60П и 6об соответственно.
Накопленная энергия упругой деформации оправки и обоймы приспособления
для клинопрессовой сварки приведет к впрессовыванию выступов резьбы законцов-
ки из сплава Д20 в плакировочный слой алюминия на корпусе из композиционного
материала АДЗЗ — бор (рис. 61, а — правая сторона, рис. 62, б) с образованием
твердофазного соединения между свариваемыми металлами.
Охлаждение собранного приспособления для клинопрессовой сварки до темпера-
туры окружающего воздуха приведет к образованию зазора величиной п между обой-
мой приспособления и наружным диаметров законцовки. Удаляя обойму и оправку
приспособления, получили цилиндрический корпус из композиционного материала
АДЗЗ — бор с законцовкой по его наружному диаметру из алюминиевого сплава
Д20. Как следует из рис. 62, г, в процессе клинопрессовой сварки средний диаметр
цилиндрического корпуса в месте законцовки не изменился.
Прочность сварного соединения законцовки из сплава Д20 с цилиндрическим
корпусом из композиционного материала АДЗЗ - бор с ортогональным армировани-
ем определяли при испытании на сдвиг. Разрушение происходило по плакировочному
слою алюминия на цилиндрическом корпусе при напряжении сдвига 50 - 60 МПа.
Сварка цилиндрического корпуса из композиционного материала
алюминий — бор, армированного в продольном и поперечном
направлениях, с законцовками из титанового сплава
Широкое использование титановых сплавов в летательных аппаратах поставило на
очередь изучение проблемы создания законцовок из этих сплавов на цилиндрических
корпусах из композиционного материала алюминий - бор с ортогональным армиро-
ванием. Целесообразность этого подтверждается также небольшим различием в КТР
титановых сплавов (10 • 10-6 К-1) и цлиндрического корпуса из композиционного
материала в направлении его диаметра (7,5 • 10-в К”1), что позволяет .повысить
стойкость сварного соединения при изменении температуры. Применение законцо-
вок из титанового сплава позволяет также повысить температуру эксплуатации ци-
линдрических корпусов из композиционного материала по сравнению с законцовка-
ми из алюминиевого сплава.
Законцовка изготовлена из титанового сплава ВТ6. Этот сплав обладает хорошей
технологичностью и высокой прочностью. Невозможность пластической деформации
цилиндрического корпуса из композиционного материала с ортогональным армиро-
ванием привела к необходимости соединения его с титановой законцовкой только по
наружному диаметру. На внутренней поверхности законцовки предварительно наре-
зали резьбу с шагом 0,5 • 10-3 и глубиной 0,3  10-3 м.
На рис. 61 и 63 приведена схема получения соединения цилиндрического корпуса
из композиционного материала АДЗЗ — бор с законцовкой из титанового сплава спо-
собом клинопрессовой сварки. Оправку 1 и обойму 2 приспособления изготавливали
из молибденового и титанового сплавов соответственно.
Сборку приспособления для клинопрессовой сварки цилиндрического корпуса из
композиционного материала с титановой законцовкой выполняли в следующей по-
следовательности.
104
Вначале законцовку 4 из сплава ВТ6 устанавливали с натягом в обойму 2 приспо-
собления для клинопрессовой сварки. Нагревая обойму 2 и охлаждая законцовку 4,
при сборке создавали натяг такой величины, чтобы полностью выбрать упругую де-
формацию сжатия материала законцовки. Такой характер сборки законцовки и
обоймы приспособления д ля клинопрессовой сварки вызван необходимостью 'плас-
тически деформировать материал законцовки в процессе нагрева собранного приспо-
собления, практически минуя стадию упругой деформации. В противном случае, при
сборке, например, по скользящей посадке, разность в перемещениях по диаметру за-
концовки из титана и обоймы из молибдена при нагреве приспособления для клино-
прессовой сварки будет компенсирована упругой деформацией материала законцов-
ки. Затем обойму 1 приспособления и законцовку 4 собирали коаксиально с цилин-
дрическим копусом 3 из композиционного материала и оправкой 1 приспособления.
Сборку цилиндрического корпуса 3 с законцовкой 4 и оправкой 1 приспособления
для клинопрессовой сварки осуществляли по скользящей посадке.
Приспособления для клинопрессовой сварки и законцовки ycTui I ли с дчух
концов корпуса из композиционного материала и нагревали в электрической печи
шахтного типа с защитной средой - аргоном.
В процессе нагрева собранного приспособления для клинопрессовой «варки
(рис. 61, а — левая сторона, рис. 63, а) расстояние между рабочими поверхностями
оправки и обоймы сокращается, вследствие различия их КТР. При этом происходит
одновременно впрессовывание выступов резьбы титановой законцовки в плакиро-'
вечный слой цилиндрического корпуса и пластическая деформация законцовки из
титанового сплава по ее диаметру. Последнее происходит в результате того, что обой-
ма приспособления для клинопрессовой сварки, выполненная из молибдена, препят-
ствуя термическому расширению титановой законцовки (показано линией Mo (ВТ6)
на рис. 63, а, б), фактически осаживает законцовку по ее диаметру. Оправка приспо-
собления для клинопрессовой Сварки из титанового сплава ВТ6, увеличиваясь по ди-
аметру при нагреве, будет находиться в зоне, упругой деформации, так как ее КТР не-
значительно больше КТР цилиндрического корпуса из композиционного материала.
Рис. 63. Изменение размеров элементов приспособления и соединяемых деталей при
клинопрессовой сварке цилиндрического корпуса из композиционного материала
АДЗЗ — бор с продольным и окружным армированием с законцовкой из титанового
сплава ВТ6. Расположение деталей после:
а — сборки; б— нагрева до температуры сварки; в — охлаждения; г — удаления
оправки
105
Роль титановой оправки приспособления в данной схеме сварки сводится к повыше-
нию устойчивости стенки цилиндрического корпуса при впрессовывании в его плаки-
ровочный слой выступов резьбы законцовки. На рис. 63, а, б сплошными линиями,
обозначенными Mo (ВТ6) и ВТ6, показано перемещение рабочих поверхностей обой-
мы из молибдена и оправки из титанового сплава ВТ6 с учетом их упругого переме-
щения 6об и 6ОП соответственно.
П "юзультате накопленной энергии упругой деформации оправки и обоймы при-
сц . • для термокомпрессии резьбовая нарезка законцовки из титанового
сплава ВТ6 впрессовывается в плакировочный слой алюминиевого сплава АДЗЗ
на чи • ическом корпусе из композиционного материала АДЗЗ — бор (рис. 61,
а — правая сторона, рис. 63, б) с образованием твердофазного соединения между
свариваемыми металлами.
Охлаждение собранного приспособления для клинопрессовой сварки до темпе-
ратуры окружающего воздуха приведет к образованию зазора и между обоймой и
наружным диаметром титановой законцовки. На рис. 61, б (правая сторона) и рис.
63, г схематически показан цилиндрический корпус из композиционного материала
с титановой законцовкой по его наружному диаметру. Как видно на рис. 63, г, в
процессе клинопрессовой сварки средний диаметр цилиндрического корпуса не
изменился.	(
Прочность сварного соединения титановой законцовки с цилиндрическим корпу-
сом из композиционного материала АДЗЗ — бор определяли при испытании на
сдвиг. Разрушение происходило по плакировочному слою из алюминиевого сплава
АДЗЗ при Напряжении сдвига 80 - 90 МПа.
Определение основных размеров и параметров сборки приспособления
для клинопрессовой сварки цилиндрического корпуса
из композиционного материала с законцовками из сплавов
алюминия и титана
Ход впрессовывания выступов резьбы законцовки в плакировочный слой цилиндри-
ческого корпуса, который в рассматриваемых случаях равен 1/2 высоты резьбы, оп-
к- мм* следующим образом. В схемах (рис. 62 и 63) клинопрессовой сварки алю-
миниевой и титановой законцовок с цилиндрическим корпусом оправка приспособ-
ления имеет вспомогательное значение и служит только для увеличения устойчивос-
ти стенки корпуса при впрессовывании в его плакировочный слой резьбовой нарезки
законцовки. В этом случае относительное перемещение 5 рабочих поверхностей обой-
мы приспособления для клинопрессовой сварки и цилиндрического корпуса из ком-
позиционного материала, необходимое для впрессовывания выступов резьбы закон-
цовки, равно 8 = h /2 + m (сварка алюминиевой законцовки); 6 = h /2 (сварка титано-
вой законцовки).
Возможное относительное перемещение £ рабочих поверхностей обоймы приспо-
собления для клинопрессовой сварки и цилиндрического корпуса, условно принимая
их абсолютно жесткими, при нагреве до температуры сварки можно выразить в виде:
б — Tq) Фкор“кор ^o6“dfe)»
(V. 10)
тде Т - температура нагрева при клинопрессовой сварке; То — температура окружа-
ющего воздуха; £>кор ~ рабочий диаметр цилиндрического корпуса из композицион-
ного материала; аКор > “об — КТР материалов цилиндрического корпуса и обоймы
приспособления.
Из приведенных выражений для £ определили высоту резьбы Л законцовки, впрес-
совывание которой обеспечивается диаметрами обоймы приспособления Do§ и ци-
линдрического корпуса Т>КОр. ® затем КТР материалов ajg и аКор  из которых они
изготовлены.
При сварке алюминиевой законцовки
Л -(Т— Тр) (DKop “кор _ А>б “оЪ) — 2m;
при сварке титановой законцовки
Л = (Т— То~у (^кор“кор— D0qo^).
(V. 11)
(V. 12)
106
Из анализа уравнения (V. 11) следует, что при клинопрессовой сварке а, * «мм
вой законцовки с цилиндрическим корпусом величина h может быть недостаточной
из-за малого.различия в КТР материалов цилиндрического корпуса из ком » «н лон-
ного материала и обоймы приспособления из молибдена, а также вследствие зазора
т (рис. 63, а). Увеличения высоты резьбы h на алюминиевой законцовке в » м
случае достигают увеличением толщины стенки законцовки Язак. В этом случае
уравнение (V. 11) примет вид:
h - (Т — То) №коракор —^об“<^) — 2m+ (Т— То) Язаказак.	(V. 13)
При нагреве собранного приспособления для клинопрессовой сварки, когда
оправка и цилиндрический корпус выполнены из реальных материалов, диаметр
цилиндрического корпуса уменьшается на величину 2бКОр, диаметр обоймы увели-
чивается на величину 26og из-за их упругой деформации (рис. 62, б, рис. 63, б).
Упругая деформация обоймы приспособления для клинопрессовой сварки опреде-
ляется давлением впрессовывания выступов резьбы законцовки в плакировочный
слой цилиндрического корпуса и давлением пластического деформирования закон-
цовки по ее диаметру. Упругая деформация цилиндрического корпуса будет опреде-
ляться только давлением впрессовывания выступов резьбы законцовки в плакиро-
вочный слой алюминия. В этом случае уравнение (V. 12) и (V. 13) примут следую-
щий вид:
для сварки алюминиевой законцовки
Л —(.Т— ?о) Щкоракор — ^оборб) — 2m + (Т—Tq)/(заказак —60б — 6КОр;(V.14)
для сварки титановой законцовки
Л =(Т— Го) (2?коракор — ^оба<5з) — 6об“ ®кор-	(V. 15)
Упругое перемещение обоймы 6об приспособления и цилиндрического корпуса
6кор в процессе клинопрессовой сварки его с законцовкой можно определить через
их упругую деформацию:
®об =-^об/2е об> ®кор =-^кор/2е кор»	(V. 16)
где е об — упругая деформация растяжения обоймы приспособления; е КОр — упру-
гая деформация сжатия цилиндрического корпуса из композиционного материала.
Поскольку деформация обоймы приспособления для клинопрессовой сварки и
цилиндрического корпуса происходит только в упругой зоне, то ее можно опреде-
лить по закону Гука [ см. формулу (V. 6) ].
Величины напряжений растяжения в обойме приспособления для клинопрессовой
сварки ооб и напряжений сжатия в цилиндрическом корпусе из композиционного
материала оКор можно определить из условия равновесия обоймы приспособления
для клинопрессовой сварки и цилиндрического корпуса под действием давления
прессования:	s
®об=Роб^об/2^об; °кор= Ркор^кор / 2Якор>	(V. 17)
где роб — давление на рабочую поверхность обоймы приспособления для клинопрес-
совой сварки, состоящее из давления впрессовывания выступов резьбы законцовки
в плакировочный слой цилиндрического корпуса и давление пластического деформи-
рования законцовки; Ркор ~ давление на рабочую поверхность цилиндрического
корпуса из композиционного материала, состоящее из давления впрессовывания
выступов резьбы законцовки в плакировочный слой цилиндрического корпуса.
Принимая во внимание уравнения (V. 6) и (V. 17), выражения для 6об и 6КОр
будут иметь вид:
= _РдС. А?б_	я ___Ркрр£кор._
06 2ЯобЕоб К°Р 2Якор ^кор
Учитывая упругую деформацию обоймы приспособления для клино ', «ой
сварки и цилиндрического корпуса из композиционного материала, высоту резьбы
h при сварке алюминиевой законцовки определяли по уравнению
107
Л (Т— То) (Ркоракор —^o6a<S>) —2т+ (Т — 7'О)1/Заказак —
Роб Доб
2 Н об^об
Ркор ^кор
2# кор ^кор
при сварке титановой законцовки — по уравнению
Л =(Т— Тр) (£коракор ~ А>ба<% ) + (21 — 7о)Язака3аК —
Роб доб_______Ркор -Ркор
2//об^об	2/7 КОр ЕКОр
(V. 19)
(V. 20)
Библиографический список
1.	Айнбиндер С.Б. Холодная сварка металлов. Рига: Изд-во АН ЛатвССР, 1957.
163 с.
2.	Whitehead I.R. - Proc. Roy Soc., 1950, v. 201, p. 109 - 124.
3.	Семенов A.IJ. Исследование схватывания металлов при совместном пластичес-
ком деформировании. М.: Изд-во АН СССР, 1953. 120 с.; О теории схватывания
металлов. — В кн.: Теория трения и износа. М.: Наука, 1965, с. 26 — 31.
4.	Parks I.M. — The Welding Journal, 1953, v. 32, № 5.
5.	Казаков Н.Ф. Диффузионная сварка материалов. М.: Машиностроение, 1976.
260 с.
6.	Пинес Б.Я. - ФММ, 1963, т. 16, № 4, с. 557 - 566.
7.	Гегузин Я.Е. Физика спекания. М.: Наука, 1967. 360 с.
8.	Голего Н.Л. Схватывание в машинах и методы его устранения. Киев: Техника,
1965, с. 17-21.
9.	Костецкий Б.И., Ивженко ИЛ. — Автоматическая сварка, 1964, № 5, с. 18 - 20.
10.	Трепнел Б. Хемосорбция: Пер. с англ. — М.: ИЛ, 1958. 327 с.
11.	Красулин ЮЛ, Шоршоров М.Х. — Физ. и хим. обраб. материалов, 1967, № 1,
с. 89 - 97; Сварочное производство, 1967, № 12, с. 1 — 4.
12.	Шоршоров М.Х., Красулин ЮЛ., Дубасов А.М. и др. - Сварочное производство,
1967, N8 7, с. 1 - 5; Шоршоров М.Х., Каракозов Э.С. Расчеты режимов сварки
давлением. Л.: ЛДНТП, 1969.
13.	Красулин ЮЛ. Взаимодействие металла с полупроводником в твердой фазе.
М.: Наука, 1971. 119 с.
14.	Рыкалин Н.Н., Шоршоров М.Х., Красулин ЮЛ. - Изв. АН СССР. Сер. ’’Неорга-
нические материалы”, 1965, т. 1, с. 29 — 36.
15.	Шоршоров М.Х., Харламов Ю.А. Физико-химические основы детонационно-га-
зового напыления покрытий. М.: Наука, 1978. 224 с.
16.	Шоршоров М.Х., Дрюнин С.С. - Физ. и хим. обраб. материалов, 1980, № 6,
с. 63 - 68.
17.	4 Карташкин Б.А., Шоршоров М.Х., Урусов Н.В. — Физ. и хим. обраб. материа-
лов, 1980, №4, с. 71 - 74.
18.	Дашко Н.Ф., Дашко-Авакян С.В. Металловедение сварки. М.: Машгиз, 1964.
328 с.
19.	Алехин В.П., Гусев О.В., Красулин ЮЛ. и др. - Физ. и хим. обраб. материа-
лов, 1967, № 3, с. 75 - 79.
20.	Алехин В.П., Красулин ЮЛ., Шоршоров М.Х. — Физ. и хим. обработ. матери-
алов, 1967, № 2, с. 48 - 55.
21.	Алехин В.П., Красулин ЮЛ., Милевский Л.С., Шоршоров М.Х. — Физ. и хим.
обраб. материалов, 1967, № 5, с. 65 - 73.
22.	Алехин В.П., Мазур А.И., Шоршоров М.Х. — Сварочное производство, 1973,
№ 10, с. 3 - 5.
108
23	Алехин В.П., Мазур А.И. - Физ. и хим. обраб. материалов, 1974, № 6, с. 127 -
133.
24.	Мазур А.И., Шоршоров М.Х., Алехин В.П. Исследование основных закономерно-
стей образования соединения и разработка оптимальной технологии при ультра-
звуковой сварке омических контактов. М.: ИМЕТ им. А.А. Байкова АН СССР,
1972.68 с.
25.	Палатник Л.С., Папиров И.И. Эпитаксиальные пленки. М.: Наука, 1971.173 с.
26.	Маннинг Д. Кинетика диффузии атомов в кристаллах: Пер. с англ./Под ред.
Б.Я. Любова. М.: Мир, 1971. 277 с.
27.	Северденко В.П., Точицкий З.И. Структура тонких металлических пленок.
Минск: Наука и техника, 1968. 210 с.
28.	Shorshorov М. Kh„ Alekhin V.P., Kolesnichenko V.A. (Шоршоров М.Х., Але-
хин В.П., Колесниченко В.А.) Study of wedge pressure welding of aluminium-
steel tubular constructions in solid state. International Institute of "Welding,
Commission IV ’’Special Welding Processes”. Doc. IV—64—71. USSR National
Welding Committee, Moscow, 1971. 67 p. _
29.	Шоршоров M.X., Шнырев Г.Д., Колесниченко B.A., Алехин В.П. Клинопрессовая
сварка алюминиево-стальных переходников. М.: ИМЕТ им. А.А. Байкова АН
СССР, 1971. 74 с.
30.	Шоршоров М.Х., Алехин В.П., Мазур А.И. и др. -В кн.: XVII Московская итого-
вая конференция сварщиков / Тезисы докладов. М.: НТО Машпром, 1974,
с. 16 - 18.
31.	Мазур А.И., Алехин В.П., Шоршоров М.Х. Процессы сварки и пайки в производ-
стве полупроводниковых приборов. М.: Радио и связь, 1981. 224 с., ил.
32.	ChungM.F., Haneman D. — J. Appl. Phys., 1966, v. 37, № 4, p. 1879 — 1889.
ЗЗ.	ЛИеи I.W. - Phil. Mag., 1959, v. 4, №45,p. 1046-1054; 1957, v. 2,№24,p. 1475 -
1480.
34Х	ирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций: Пер. с англ./Под ред. Э.М. Надгорного
и Ю. А. Осипьяна. М.: Атомиздат, 1972. 599 с.
35.	Lipsett F.R., KingR. — Proc. Phys, Soc., 1957, v. 70, №6, p. 608 — 620.
36.	Evans T., Schwarzenberger D.R. - Phil. Mag., 1959, v. 4, № 44, p. 889 - 898.
31.	Hirsch P.B. — Metallurgical Reviews, 1959, v. 4, №4, p. 101 — 140.
38.	Марадудин А. Дефекты и колебательный спект кристаллов: Пер. с англ./Под
ред. И.П. Ипатовой. М.: Мир, 1968.432 с.
39.	Старцев В.И., Ильичев В.Я., Пустовалов В.В. Пластичность и прочность металлов
и сплавов при низких температурах. М.: Металлургия, 1975. 187 с.
40.	Регель В.Р., Слуцкер А.И., Томашевский Э.Е. Кинетическая природа прочности
твердых тел. М.: Наука, 1974. 560 с.
41.	Энгельке X. В кн.: Термически активированные процессы в кристаллах: Пер. с
англ./Под ред. А.Н. Орлова. Вып. 2. М.: Мир, 1973, с. 146 — 171.
42.	Алехин В.П., Шоршоров М.Х. Особенности микропластического течения в
приповерхностных слоях материалов и их влияние на общий процесс макро-
пластической деформации. М.: ИМЕТ им. А.А. Байкова АН СССР, 1973. 87 с.
43.	Алехин В.П., Шоршоров М.Х. — Физ. и хим. обраб. материалов, 1973, № 5, с. 84 —
101.
44.	Алехин В.П., Шоршоров М.Х. - Физ. и хим. обраб. материалов, 1974, № 4,
с. 107 - 121.
45.	Рыкалин Н.Н., Шоршоров М.Х., Алехин В.П. — В кн.: Структура и свойства
жаропрочных металлургических материалов. М.: Наука, 1973, с. 89 - 96.
46.	Дэш В. — В кн.: Дислокация и механические свойства кристаллов: Пер. с англ./
/Под. ред. В.П. Инденбома и М.В. Классен-Неклюдовой. М.: ИЛ, 1960, с. 180 —
184.
47.	Karashima. Some considerations on the yielding phenomenon of mild steel. Proceed.
II Japan Congr. Test Material. Kyoto, Japan, 1959, p. 59 — 62.
48.	Kramer I.R. — Trans. Met. Soc. AIME, 1963, v. 227, p. 1003 - 1011, v. 230, №5,
p. 991 — 1000; Kramer I.R., Demer L.J. - Trans. Met. Soc. AIME,1961, v. 221,
№4,p. 780 -786.
109
49.	Kramer I.R. - Trans. Met. Soc. AIME, 1965, v. 233, № 8, p. 1462 - 1467; 1967,
v. 239, №4, p. 520-529.
50.	Судзуки T. — В кн.: Дислокации и механические свойства кристаллов: Пер. с
англ./Под ред. В.Л. Инденбома и М.В. Классен-Неклюдовой. М.: ИЛ, 1960,
с. 54 - 60.
5\.Kitajima S., Oasa Н., Kaieda Н. — Trans. Japan Inst. Metals, 1967, v. 8, №3, p. 185 —
189.
Sl.	Kitajima S., Tanaka H., Kaieda H. - Trans. Japan Inst. Metals, 1969, v. 10, № 1,
p. 12 - 16.
53.	Swann P.R. — Acta Metallurgica, 1966, v. 14, № 7, p. 900 — 903.
54.	Block R.J., Johnson R.M. — Acta Metallurgica, 1969, v. 17, № 3, p. 299— 306.
SS.	Fourie J.T. — PhUlos. Mag., 1968, v. 17, № 148, p. 735 — 756; Scripta Metallurgica,
1968, v. 2, p. 63 - 64.
56.	Fourie J.T - Phil. Mag., 1970, v.’21, p. 977 - 985; Canad. J. Phys., 1967, v. 45,
№2, pt 2, p. 777 - 786.
57.	Mughrabi H.- Phys. Stat. Sol., 1970, v. 39, № 1, p. 317 - 327.
58	.Brydges W.T. - Scripta Met., 1969, v. 3, №4, p. 271 - 272; 1968, v. 2, № 10, p. 557 -
559.
59.	Latanision R.M., Stachle R.W. — Scripta Met., 1968, v. 2, № 12, p. 667 — 672; 1969,
v. 3, №7, p. 465 - 469; - ’’Acta Met.”, 1969, v. 17, № 3, p. 307 - 319.
60.	Fabiniak R.C., Kuhlmann-Wilsdorf D. — В кн.: Environmental — sensitive mechanical
behaviour. N. Y. - L. - Paris, 1966, p. 142 — 182.
61.	Алехин В.П., Алиев Г.Г., Шоршоров М.Х. - Физ. и хим. обраб. материалов,
1971, №3, с. 143 - 146; № 5, с. 89 - 97.
62.	Шоршоров М.Х., Алехин В.П., Алиев Г.Г., Дрюнин С.С. — Физ. и хим. обраб.
материалов, 1973, № 1, с. 71 — 75.
63.	Шоршоров М.Х., Алехин В.П., Дрюнин С.С. и др. - В кн.: Структура и свойства
монокристаллов тугоплавких металлов. М.: Наука, 1973, с. 144 — 151.
64.	Алехин В.П., Шоршоров М.Х., Алиев Г.Г. и др. — В кн.: Металлофизика. Киев’
Наукова думка, 1972, №44, с. 31 - 41.
65	Шоршоров М.Х., Алехин В.П., Дрюнин С.С. — В кн.: Динамика дислокаций (те-
зисы докладов на Совещании 1-4 октября 1973 г.), Харьков: ФТИНТ АН
УССР, 1973, с. 9 - 10
66.	Алехин В.П., Гусев О.В., Милевский Л.С., Шоршоров М.Х. — В кн.: Материалы
Всесоюзного совещания по дефектам структуры в полупроводниках. Новоси-
бирск: ИФП СО АН СССР, 1969, с. 280 - 286.
67.	Sumino К. - J. Phys. Soc. Japan, 1962, v. 17, № 3, p. 454 - 462.
68.	Калашников С.Г., Замша О.И. — ЖЭТФ, 1939, т. 9, № 12, с. 1408 - 1414.
69.	Калашников С.Г. - ЖЭТФ, 1943, № 13, с. 295 - 298.
70.	MacRae A.U., GermerL.H. — Phys. Rev. Lett., 1962, v. 8, № 12, p. 489 — 490
H.AldagL, StemR.M. — Phys. Rev. Lett., 1965, v. 14,№21,p. 857 — 860.
72.	JonesE.R., MacKinney J.T., Webb M.B. — Phys. Rev., 1966, v. 151, p. 476 - 483.
73.	Lyon H.B., Somorjai G.A. — J. Chem. Phys., 1966, v. 44, p. 3707 — 3711.
74.	Нестеренко Б.А., Бородкин А.Д. - В кн.: XIV Всесоюзная конференция по
эмиссионной электронике: Тезисы докладов. Секция 1. Ташкент: Фан, 1970,
с. 24 - 25
75.	Goodeman R М., Farrel Н.Н., Somorjai G.A. — J. Chem. Phys., 1968, v. 48, № 3,
p. 1046 - 1051.	।
76.	Burton J. W., Godwin R.P. - Phys. Rev., 1967, v. 158, № 2, p. 218 - 224.
77.	Flinn P.A., Rudy S.L., Kell W.L. - Science, 1964, v. 143, p. 1434 - 1436.
78.	Hanemann D. — J. Phys. Chem. Solids, 1960, v. 14, p. 162 - 170; Phys. Rev., 1961,
v. 121, p. 1093 - 1099.
79.	Алехин В.П., Гусев O.B., Шоршоров М.Х. — Физ. и хим. обраб. материалов,
1969, № 67 с. 50 - 60; В кн.: Усталость металлов и сплавов/Под ред. В.С. Ива-
новой и С.Е. Гуревича. М.: Наука, 1971, с. 48 — 53.
80.	Алехин В.П., Шоршоров М.Х. - В кн.: Трение и изнашивание при высоких тем-
пературах. М.: Наука, 1973, с. 39 - 44.
ПО
81.	Алехин В.П., Шоршоров МА'.-^Техника и методика измерения экзоэлектронной и
акустической эмиссии: Труды/УПИ Им. С.М. Кирова № 215. Свердловск: Изд.
УПИ, 1973, с. 154 - 166.
82.	Ashby M.F., Johnson L. - Phil. Mag., 1969, v. 20, № 167, p. 1009 - 1022.
83.	Hirth J.P. — В кн.: The relation between the structure and mechanical properties
of metals, v. 1, L., 1963, p. 218 — 228.
84.	Трефилов В.И., Доценко Л.И., Мильман Ю.В. и др. - В кн.: Дефекты и свойства
кристаллической решетки. Киев: Наукова думка, 1969, с. 187 — 196.
85.	Милевский Л.С., Смольский И.Л.—ДАН СССР, 1975, т. 221, № 3, с. 590 - 593;
ФТГ, 1975, т. 17, выл. 5, с. 1333 - 1339.
86.	Алехин В.П., Надточий В.А., Нечволод Н.К., Шоршоров М.Х. - В кн.: Дефекты
структуры в полупроводниках. Новосибирск: ИФП СО АН СССР, 1973, с. 138 —
141; 142 — 145; — В кн.: Монокристаллы тугоплавких, редких металлов, спла-
вов и соединений. М.: Наука, 1977, с. 150 - 156.
87.	Алехин В.П. — Физ. и хим. обраб. материалов, 1978, № 6, с. 128 - 129; ДАН
СССР, 1980, т. 252, № 1, с. 83 - 86.
88.	Алехин В.П. — Физ. и хим. обраб. материалов, 1978, № 6, с. 126 - 127; ДАН
СССР, т. 252, № 6, с. 1371 - 1374.
89.	Крамер И., Демер Л. Влияние среды на механические свойства металлов: Пер. с
англ./Под ред. Ю.А. Геллера. М.: Металлургия, 1974. 98 с.
90.	Рыкалин Н.Н., Шоршоров М.Х., Алехин В.П. - В кн.: Влияние физико-химичес-
кой среды на жаропрочность металлических материалов. М.: Наука, 1974,
с. 148 - 153.
91.	Шоршоров М.Х., Алехин В.П. - Физ. и хим. обраб. материалов, 1976, № 1, с. 61 -
76.
92.	А.с. № 198894 (СССР) /В.А.Колесниченко, А.М. Китаев. - Опубл, в Б.И., 1967,
№14.
93.	А.с. № 394182 (СССР)/Г.Д. Шнырев, М.Х. Шоршоров, В.П. Алехин, В.А. Колес-
ниченко. - Опубл, в Б.И., 1974, № 34.
94.	А.с. № 435082 (СССР)/Г.Д.Шнырев, М.Х. Шоршоров, В.П. Алехин, В.А. Колесни-
ченко, С.И. Булычев. — Опубл, в Б.И., 1974, № 35.
95.	Шоршоров М.Х., Алехин В.П., Колесниченко В.А., Китаев А.М. - В кн.: Краткое
содержание докладов расширенного научного семинара по трению, адгезионно-
му взаимодействию и изнашиванию жаропрочных материалов при повышенных
температурах. М-: ИМАШ, 1970, с. 18 - 20.
96.	Колесниченко В.А., Алехин В.П., Шоршоров М.Х., Китаев А.М. - В кн.: IV Все-
союзная конференция по сварке разнородных металлов. Тезисы докладов.
Киев: ИЭС им. Е.О. Патона, 1970, с. 15 - 17.
97.	Алехин В.П., Гусев О.В., Колесниченко В.А., Меркулов В.А. — В кн.: Краткое
содержание докладов Всесоюзной конференции по сварке в твердой фазе. Киев:
ОНТИ ИЭС им. Е.О. Патона АН УССР, 1969, с. 26 - 27.
98.	Шоршоров М.Х., Шнырев Г.Д., Колесниченко В.А., АлехицДД Клинопрессовая
сварка алюминиево-стальных переходников. Л.: ЛДНТП, J973137 с.
99.	Шоршоров М.Х., Алехин В.П., Колесниченко В.А. - В кн.:'Г[Г6нйе и изнашивание
при высоких температурах. М.: Наука, 1973, с. 99 - 104; в кн.: XVII Московс-
кая итоговая конференция сварщиков. Тезисы докладов. М.: НТО Машпром,
1974, с. 5 - 6.
100.	Колесниченко В.А., Алехин В.П., Шнырев Г.Д. - В кн Сварка и резка цветных
металлов и сплавов. М.: МДНТП, ’’Знание”, 1972, с. 136 — 140; в кн.: Лекции
по сварке разнородных и разноименных металлов, ч. I. М.: МДНТП ’’Знание”,
1973, с. 68-71.
101.	Шоршоров М.Х., Шнырев Г.Д., Колесниченко В.А. и др. - В кн.: Прогрессивные
методы сварки и наплавки в черной металлургии и машиностроении. Тезисы
докладов Всесоюзного научно-технического совещания. Жданов: НТО Машпром,
1972, с. 118-119.
111
102.	WeizingerM.D. — Metal Progress, 1978, v. 113, №5, p. 58 — 61.
103.	Алехин В.П., Красулин Ю.Л., Шоршоров M.X., Гусев О.В. — В кн.: Материалы
симпозиума по металлургии и металловедению, посвященного 100-летию откры-
тия Д.К. Черновым полиморфизма железа. Т. II. Металловедение. М.: Наука,
1970, с. 115 - 118.
104.	Хилл Р. Математическая теория пластичности. М.: Гостехтеореиздат, 1956. 160 с.
105.	Шехтер В.Я. Кузнечно-штамповочное производство, 1966, № 5, с. 18 — 22.
106.	Сторожев М.В. Теория обработки металлов давлением. М.: Машгиз, 1957. 208 с.
107.	Рождественский Ю.Л., Бурлаков И.А.,КаминарсКийГ.Р.~ Кузнечно-штамповоч-
ное производство, 1967, № 2, с. 28 - 32.
108.	Зибель 3. Обработка металлов в пластическом состоянии. М.:ОНТИ, 1934.225 с..
109.	Гурьев А.В., Кукса Л.В. — Заводская лаборатория, 1965, т. 31, № 9, с. 54 — 57.
ПО. Баранов И.Б. Холодная сварка пластичных металлов. М.—Л.: Машгиз, 1962.
220 с.
111.	Zeerlider A.V. — Korrosion u. Metallshultz, 1936, № 12, S. 275 — 279.
112.	Hanser K. - Z. Metallkunde, 1926, № 18, S. 66 - 70.
113.	Gebhardt E. - Z. Metallkunde, 1953, №44, S. 154 - 159.
114.	Koda S., Morozumi S., Kanai A. — Inst, of Metals (J. Japan N.K.G.), 1962, v. 26,
№12, p. 764 -769.
115.	Рабкин Д.М., Рябов B.P., Лозовская A.B. и др. - Автоматическая сварка, 1968,
№ 3, с. 28 - 32.
Пб.Неитап Т„ Dittrich S. - Z. Metallkunde, 1959, Bd 50, № 10, S. 617 - 621.
117.	ЛайнерД.И., Куракин A.K. - Научно-технический бюллетень ОНТИ. М., 1967,
№6, с. 18 - 21.
118.	Трутнев В.В., Шоршоров М.Х., Якушин А.Ф. — Физика и химия обработки мате-
риалов, 1967, № 6, с. 59 - 63.
119.	Рабкин Д.М., Рябов В.Р., Лозовская А.В. — Автоматическая сварка,1969, № 11,
с. 43 - 47.
120.	Sibata К.А.О. — Journal Japan Institute of Metals, 1966, v. 30, №4, p. 382 — 386.
121.	Lamb H.J., Wheeler MJ. — Journal Institute of Metals, 1964, v. 92, p. 151 — 152.
122.	HallL.G. Physical Review, 1935, v. 47, №2, p. 418 - 421.
123.	Таран В.Д., Скугорова Л.П. — Физика металлов и металловедение, 1966, т. III,
вып. 1, с. 112 - 116.
124.	Хансен М., Андерко К. — Структура двойных сплавов. М.: Металлургиздат,
1962. 210 с.
125.	Brandley AJ., Gay А.Н. - Proc. Roy. Soc., 1952, A/136, p. 210 - 214.
126.	Лайнер Д.И., Емельянов Л.Г. — В кн.: Металловедение цветных металлов/Тр.
ин-та Гипроцветметобработка, 1957, вып. 16, с. 31 - 35.
127.	Красулин Ю.Л., Шоршоров М.Х. - В кн.. Сварка разнородных металлов. Т. I.
Л.: ЛДНТП, 1966, с. 3 - 10.
128.	Фридлянд Л.А., Зиновьева Т.Н., Конов Ю.К Сварочное производство, 1963,
№11, с. 20- 24.
129.	Промышленные алюминиевые сплавы: Справочное руководство, М.: Металлур-
гия, 1972. 320 с.
130.	А.с. № 616006 (СССР)/М.Х. Шоршоров, В.А. Колесниченко. — Опубл, в Б.И.,
1978, № 27.
131.	А.С. № 518257 (СССР)/Г.Н. Шевелев, В.Н. Тюрин, А.Н. Шевелев. - Опубл, в
Б.И., 1976, № 23.
132.	А.с. № 452745 (СССР)/П.А. Радченко, Ю.И. Сокол, В.Н. Тараканов. - Опубл, в
Б.И., 1974, №45.