Способ изготовления биметаллического изделия

Способ изготовления биметаллического изделия

Иллюстрации

Показать все

Реферат

Изобретение относится к области обработки металлов давлением, а именно, к способам изготовления биметаллического изделия, выполненного из литого интерметаллидного сплава на основе Ni₃Al и дисперсионно-твердеющего никелевого сплава. Способ может найти применение во многих областях промышленности, в том числе в авиа- и ракетостроении, где необходимо использование биметаллических изделий, в которых материал одной части должен обладать свойством противостоять при высоких температурах химическому разрушению поверхности под действием воздуха или другой окислительной среды, а материал другой части, обладая вышеотмеченными свойствами несколько в меньшей мере, должен иметь больший предел упругости.

Способ, в частности, является перспективным для использования в процессе изготовления диска с лопатками турбины газотурбинного двигателя (ГТД) нового поколения, так называемого блиска.

На примере блиска можно конкретно продемонстрировать упомянутые выше различия в условиях эксплуатации частей рассматриваемого биметаллического изделия. Лопатки и диск турбины работают под воздействием значительных нагрузок в условиях высоких температур. Однако рабочая температура диска не превышает 850°С, тогда как рабочая температура лопаток доходит до 1200°С. При этом материал лопаток, подверженных большему числу циклов нагружения по сравнению с диском, а также вибрациям, должен обладать большим пределом выносливости. Материал же диска, являющегося промежуточным конструктивным звеном между нагруженными, подверженными вибрациям лопатками и валом турбины, должен обладать достаточным пределом упругости.

Одна из частей биметаллического изделия может иметь более сложную форму по сравнению с другой частью. Обработкой давлением или резанием получить заготовки сложной формы без значительных экономических затрат не представляется возможным, к тому же обработка резанием вследствие перерезания «волокон» металла ухудшает эксплуатационные свойства изделия, чего нельзя допустить при изготовлении изделия ответственного назначения такого, как, например, лопатка турбины ГТД. Точным литьем под давлением из интерметаллидного сплава можно получить не требующие дальнейшей обработки заготовки самой необычной пространственной формы. С использованием особых приемов литья возможно получение заготовок, имеющих монокристаллическую структуру.

Вследствие отмеченных обстоятельств заготовка из интерметаллидного сплава не должна в процессе изготовления биметаллического изделия подвергаться деформации.

Никелевый сплав в исходной заготовке должен быть сверхпластичным, то есть иметь мелкозернистую структуру с достаточно равноосными зернами, что необходимо для осуществления за счет деформации заготовки - стадии образования физического контакта между соединяемыми заготовками.

В состоянии сверхпластичности никелевый сплав обладает низкими жаропрочными свойствами и энергетической нестабильностью, поэтому после окончательного соединения заготовок может потребоваться специальная термообработка, направленная на придание сплаву в той или иной степени стабильности и жаропрочности. При изготовлении особо ответственных биметаллических изделий таких как блиски, потребуется термообработка, направленная на получение максимально жаропрочной и стабильной структуры никелевого сплава.

Сверхпластическая структура никелевого сплава может быть подготовлена посредством термомеханической обработки, но не исключается и использование сплава, полученного методом порошковой металлургии.

В настоящее время Всероссийским институтом авиационных материалов (ВИАМ) совместно с Институтом металлургии и материаловедения имени А.А. Байкова Российской академии наук (ИМЕТ РАН) и рядом моторостроительных заводов проводится разработка, оптимизация составов, сертификация и внедрение в промышленность интерметаллидных сплавов нового поколения марки ВКНА с высокой температурой плавления (1365…1395°С), высокой жаростойкостью и более низкой, чем у никелевых суперсплавов, плотностью (8±0,1 г/см³) [1].

Отмеченные интерметаллидные сплавы в паре с дисперсионно-твердеющими никелевыми сплавами могут быть успешно использованы для изготовления биметаллических изделий, в том числе блисков.

Процесс соединения давлением заготовок из указанных сплавов включает три основные взаимосвязанные стадии:

- образование физического контакта между заготовками, то есть сближение за счет пластической деформации их контактных поверхностей на расстояние, при котором становится возможным (но еще не происходит) взаимодействие между атомами металлов заготовок;

- активация контактных поверхностей - образование, по крайней мере, на одной из них активных центров, представляющих собой микроскопические области, где вещество находится в сильно возбужденном состоянии, возникающем в зонах высокой локализации внутренних напряжений при деформации металла. Активные центры являются источниками энергии, необходимой для того, чтобы атомы металла на контактной поверхности одной заготовки, достигнув или превысив потенциальный барьер, могли образовать химические, в частном случае металлические, связи с атомами металла на контактной поверхности другой заготовки;

- объемное взаимодействие, представляющее собой процесс, протекающий на активных центрах, в результате которого между атомами металлов соединяемых заготовок образуются прочные химические связи как в плоскости контакта, так и в зоне, прилежащей к плоскости контакта, другими словами, происходит схватывание заготовок [2].

Каждая из указанных стадий имеет особенности и требует для своего осуществления ряда обязательных условий.

Для уменьшения риска деформационного упрочнения, препятствующего образованию физического контакта, поверхности заготовок, подвергаемые соединению, тщательно обрабатывают до достижения по возможности минимальной шероховатости и обеспечивают условия деформирования приконтактного объема, при которых в никелевом сплаве проявляется эффект сверхпластичности.

Особенностью стадии образования физического контакта является то, что скопление дислокаций и возникающие при этом напряжения, вызывающие деформационное упрочнение приконтактного объема металла, степень деформации которого более чем на порядок превышает деформацию в объеме заготовки, являются крайне нежелательными до момента образования физического контакта. Благоприятные условия для протекания стадии образования физического создаются, как уже упоминалось, за счет использования сверхпластической деформации, основной механизм которой - зернограничное проскальзывание (ЗГП), препятствует деформационному упрочнению.

После же образования физического контакта именно скопление дислокаций и создаваемые ими поля упругих напряжений необходимы для создания активных центров на контактных поверхностях.

Наличие физического контакта является обязательным условием для осуществления активации контактной поверхности. При соединении давлением однородных металлов стадия образования физического контакта и стадия активации практически сливаются в одну стадию, так как активация обеих контактных поверхностей начинается за счет совместной пластической деформации заготовок. При соединении давлением разнородных металлов, имеющих небольшую разницу в механических свойствах, образование активных центров происходит на контактной поверхности более твердого из соединяемых металлов. В обоих случаях активными центрами являются дислокации с полями упругих напряжений, выходящие в зону контакта [2]. Благодаря энергии дислокаций происходит необходимая подстройка кристаллических решеток соединяемых металлов с образованием между ними химической, в частном случае металлической, связи.

При соединении разнородных металлов с большой разницей в механических свойствах, когда один из металлов при активации не деформируется, как в случае изготовления рассматриваемого биметаллического изделия, природа образования активных центров несколько отличается от рассмотренной выше. Здесь решающую роль в осуществлении активации играют скопления дислокаций высокой плотности на контактной поверхности деформируемого металла. Значительный запас энергии таких скоплений приводит к аннигиляции дислокаций с возникновением активных центров атом-вакансионного типа или просто вакансий. Благодаря энергии вакансий происходит необходимая подстройка кристаллических решеток соединяемых металлов с образованием между ними химической, в частном случае металлической, связи [3].

Так или иначе, во всех случаях образование активных центров непосредственно связано с выходом дислокаций, по крайней мере, на одну из контактных поверхностей.

Для повышения эффективности активации имеет значение и термический канал, особенно при соединении давлением труднодеформируемых сплавов. Однако при соединении разнородных металлов при превышении определенной, 0,8…0,9 Т_ПЛ, температуры за счет диффузии увеличивается толщина зоны соединения, причем настолько, что кристаллографическая подстройка на межфазных границах нарушается и необходимого схватывания не происходит [3, 4].

При соединении однородных металлов критерием окончания стадии объемного взаимодействия может служить рекристаллизация, приводящая к образованию общих зерен в зоне соединения. При соединении разнородных металлов стадия объемного взаимодействия ограничивается схватыванием контактных поверхностей. В результате прочность соединения определяется в основном степенью активации и схватывания контактных поверхностей. Необходимость развития или наоборот ограничения гетеродиффузии определяется свойствами зоны соединения и образующихся в ней фаз [2].

Одной из проблем, возникающих при соединении давлением большинства металлов, является наличие оксидного слоя на поверхности заготовки, препятствующих образованию физического контакта и далее активации и схватыванию контактных поверхностей. В рассматриваемом случае эта проблема налицо, вследствие наличия в составе интерметаллидного сплава большого количества алюминия, предрасположенного к мгновенному окислению на воздухе с образованием на поверхности заготовки тонкого прочного слоя оксида алюминия. На свободных поверхностях такое покрытие является необходимым для повышения жаростойкости детали, то есть ее способности противостоять химическому разрушению поверхности в процессе эксплуатации на воздухе или другой окислительной среде при высоких температурах. Другим положительным свойством оксидного слоя на свободных поверхностях является то, что он противостоит проникновению кислорода в более глубокие слои металла и образованию хемсорбированного слоя. Однако оксидный слой на контактных поверхностях заготовок препятствует образованию физического контакта и последующему схватыванию контактных поверхностей.

Процесс разрушения связи между атомами металла и кислорода, также протекает на активных центрах под влиянием энергии, высвобождающейся при выходе на контактные поверхности структурных дефектов: дислокаций, вакансий, межузельных атомов.

Процесс схватывания можно пояснить следующей схематичной формулой:

где Me' и Meʺ - атомы одного и другого металла на контактных поверхностях; О - атом кислорода [2].

При образовании физического контакта в процессе деформации заготовок оксидный слой частично сдирается с контактных поверхностей, обнажая абсолютно чистую (ювенильную) поверхность заготовки. Но и в этом случае необходимо наличие активных центров, способствующих образованию связи между металлами. Без активации атомы металла вновь образуют связь с кислородом, поскольку длительность жизни атомов металла с ненасыщенными химическими связями крайне мала. При накоплении достаточного количества энергии активации на контактных поверхностях происходит резкий разрыв старых (Me'-О) и образование новых (Me'-Meʺ) химических связей [2].

Все описанные выше особенности процесса соединения давлением разнородных металлов проявляются в известных способах изготовления биметаллического изделия из литого интерметаллидного сплава на основе Ni₃Аl и дисперсионно-твердеющего никелевого сплава, способного к сверхпластической деформации [1, 5].

Оба способа включают осуществляемые за счет приложения усилий сжатия соответствующей величины на стадии образования между заготовками физического контакта за счет деформации заготовки из никелевого сплава со скоростью при температуре Т, выбираемыми в соответствующих размеру зерен d сплава интервалах сверхпластичности, а также активации и схватывания контактных поверхностей за счет деформации выполненной из никелевого сплава части полуфабриката, полученного в результате образования физического контакта,

Деформацию части полуфабриката, выполненной из никелевого сплава, на стадии активации контактной поверхности осуществляют при такой же температуре и с такой же скоростью деформации, что и при создании физического контакта, то есть выбирают скорость и температуру в соответствующих интервалах сверхпластичности никелевого сплава с учетом размера зерен, d.

Деформация заготовки из интерметаллидного сплава в процессе образования физического контакта и далее деформация части полуфабриката из интерметаллидного сплава в процессе активации и схватывания не происходит. Объясняется это тем, что усилия сжатия задаются, исходя из предела текучести никелевого сплава, меньших, чем предел текучести интерметаллидного сплава при указанной температуре. Причем усилия сжатия в процессе соединения сохраняются на заданном уровне, поскольку деформацию как заготовки, так и части полуфабриката из никелевого сплава осуществляют в условиях сверхпластичности, когда вследствие высокой скорости разупрочняющих процессов (процессов возврата) не наблюдается деформационное упрочнение никелевого сплава [6]. Однако усилия сжатия при активации могут несколько превышать или наоборот могут быть меньшими усилий сжатия при образовании физического контакта, что зависит от степени деформации заготовки и части полуфабриката, выполненной из никелевого сплава, (см. классическую кривую напряжение - деформация при горячей обработке) [6].

За прототип изобретения выбран более полно представленный в источниках информации способ изготовлении биметаллического изделия из литого интерметаллидного сплава на основе Ni₃Аl и дисперсионно-твердеющего никелевого сплава, способного к сверхпластической деформации [1].

По способу [1] соединению подвергались несколько пар заготовок, изготовленных из двух дисперсионно-твердеющих никелевых сплавов, ЭП975 и ЭК61 и одного из интерметаллидных сплавов ВКНА с монокристаллической структурой.

Предварительно в заготовках из никелевого сплава с использованием метода деформационно-термической обработки при температуре двухфазной области (γ+γ' для сплава ЭП975; γ+δ для сплава ЭК61) была получена однородная ультрамелкозернистая (УМЗ) структура. Размер зерен γ-фазы в сплава ЭП975 составил 7 мкм, а в сплаве ЭК61 - 0,8 мкм. Далее с учетом полученного размера зерен в заготовке для каждого никелевого сплава в соответствующих интервалах сверхпластичности была выбрана температура Т и скорость деформации при образовании физического контакта. Для никелевого сплава ЭП975 температура Т была выбрана равной 1125°С в интервале 975…1150°С, скорость - равной 10^-4 с^-1 в интервале 10^-4…10^-2 с^-1. Для никелевого сплава ЭК61 температура Т была выбрана равной 850°С в интервале 800…900°С, скорость - равной 10^-4 с^-1 в интервале 10^-5…10^-3 c^-1.

Можно заметить, что выбранная температура Т находится ближе к среднему значению температуры в указанных интервалах, что объясняется стремлением более полно использовать преимущества сверхпластичности при образовании физического контакта.

Эти же режимы, как отмечалось выше, были сохранены при деформации выполненной из никелевого сплава части полуфабрикатов в процессе активации и схватывания контактных поверхностей.

Степень деформации части полуфабрикатов была разной, выбираемой в интервале 23…40%. Соответственно время деформирования полуфабриката с учетом неизменной скорости деформации находилось в интервале 1…1,5 часов (ч).

При значительной деформации часть некоторых полуфабрикатов, выполненная из никелевого сплава, приобретала форму в виде «шляпки гриба».

Далее образцы, вырезанные из биметаллических изделий, были подвергнуты микроструктурному анализу зоны соединения и прилегающей к ней диффузионной зоны.

Микрорентгеноспектральный анализ зоны соединения показал наличие в ней участков, содержащих образовавшиеся вследствие диффузии частицы алюминидов: Ni₃Аl (нелегированной γ'-фазы), NiAl, Ti₃Al - которых не было в сплавах. Что касается направления диффузионных потоков при образовании этих частиц, то никель и титан пришли из никелевого сплава, а алюминий - из интерметаллидного сплава. Здесь важно отметить, что в интерметаллидном сплаве никель и алюминий находятся в связанном состоянии, сформированном в результате эвтектического превращения, поэтому сплав сохраняет высокую термическую стабильность, и лишь небольшая часть алюминия из зоны, прилежащей к зоне соединения и подверженной влиянию значительного градиента по химическому составу, диффундирует в зону соединения. Основная часть свободного алюминия поступает в зону соединения вследствие разрушения оксидных пленок на контактной поверхности заготовки из интерметаллидного сплава.

Образование указанных частиц объясняется более высокой диффузионной подвижностью атомов никеля, алюминия, титана по сравнению, например, с атомами молибдена или кобальта. Причем количество алюминидов Ti₃Al по сравнению с алюминидами Ni₃Al, NiAl является небольшим, что можно объяснить малым количеством Ti в никелевом сплаве.

Отмеченные участки содержали также γ-твердый раствор на основе никеля, обогащенного такими элементами, как Со, Cr, Mo, Ti, Аl, попавшими в зону соединения вследствие диффузии из γ-твердого раствора никелевого сплава. По причине присутствия большего количества указанных элементов раствор имел состав, отличающийся от состава γ-твердого раствора в соединяемых материалах. Между прослойками «нового» γ-твердого раствора располагались частицы легированной γ'-фазы интерметаллидного сплава.

Приведенная картина свидетельствует о том, что на рассматриваемых участках активация контактных поверхностей и схватывание между заготовками произошли. Однако на других участках были обнаружены как остатки имевшегося на контактных поверхностях оксидного слоя Al₂O₃, так и новые соединения металлов с кислородом такие, как оксиды СR₂О₃. Также на упомянутых участках были обнаружены сложные оксиды - шпинели: NiСr₂O₄, CoAl₂O₄ и др. Выше уже отмечалось, что без активации, атомы металла вновь образуют связь с кислородом, поскольку длительность жизни атомов металла с ненасыщенными химическими связями крайне мала. Таким образом, по количеству оставшихся оксидов можно судить о степени активации контактных поверхностей.

В способе-прототипе площадь участков, на которых не были обнаружены оксиды, составила в лучшем случае около 35-40% от общей площади зоны соединения. Соответственно прочность зоны соединения составила не более 40% от расчетной прочности. За расчетную прочность зоны соединения принимают, как правило, прочность наименее прочного материала в данном случае никелевого сплава в интервале температур 850…950°С. Прочность зоны соединения всегда меньше прочности монолитного материала, но в любом случае необходимо стремиться по возможности максимально к ней приблизиться.

Вышеотмеченные эксперименты повторялись с использованием более глубокого вакуума, но это не дало ожидаемого результата.

Одной из причин слабой активации контактных поверхностей в способе-прототипе является излишняя толщина диффузионной зоны, поглотившей зону соединения, из-за неизбежного, причем активного, протекания при отмеченных выше температурах диффузионных процессов, вследствие чего на зону соединения не распространилось воздействие энергии, высвобождающейся при выходе на контактные поверхности структурных дефектов: дислокаций, вакансий, межузельных атомов. К тому же, как показали исследования, проведенные при создании изобретения, энергия указанных структурных дефектов оказалась недостаточной для активации. Последнее обстоятельство объясняется недостаточным скоплением структурных дефектов на контактной поверхности части полуфабриката из никелевого сплава, вследствие ее деформации в условиях сверхпластичности, когда в сплаве наиболее активно протекают процессы возврата.

В другом известном способе [5], в отличие от способа [1] на поверхности заготовки из интерметаллидного сплава был выполнен рельеф, способствующий созданию касательных напряжений в заготовке из никелевого сплава, способствующих образованию между заготовками физического контакта. При образовании физического контакта касательные напряжения оказали более разрушительное воздействие на оксидный слой на поверхности заготовки из интерметаллидного сплава, но, тем не менее, общая неблагоприятная картина, связанная с наличием достаточно обширных по площади участков, где не произошло схватывание между заготовками, сохранилась.

Таким образом, известные способы изготовления биметаллического изделия, в том числе способ-прототип не обеспечивают степени активации и схватывания контактных поверхностей, необходимой для достижения достаточной прочности соединения давлением частей биметаллического изделия.

Задачей, на решение которой направлено изобретение, является повышение прочности соединения давлением частей биметаллического изделия, выполненных из литого интерметаллидного сплава на основе Ni₃Al, и дисперсионно-твердеющего никелевого сплава.

Изобретением обеспечивается технический результат, который заключается в повышении степени активации и схватывания контактных поверхностей заготовок в процессе соединения давлением.

Способ изготовления биметаллического изделия, выполненного из литого интерметаллидного сплава на основе Ni₃Al и дисперсионно-твердеющего никелевого сплава, включающий стадию образования между заготовками биметалла физического контакта за счет деформации заготовки из никелевого сплава с получением полуфабриката и стадию активации и схватывания контактных поверхностей заготовок за счет деформации части полуфабриката из никелевого сплава.

Способ отличается от способа-прототипа тем, что деформацию заготовки из никелевого сплава на стадии образования физического контакта осуществляют со скоростью при температуре T₁, которые выбирают в соответствии с размером зерен d упомянутого сплава в интервалах сверхпластичности, а деформацию указанной части полуфабриката на стадии активации и схватывания осуществляют со скоростью деформации при температуре Т₂, которую выбирают из условия Т_СП>Т₂>Т*, где Т_СП - наименьшая температура сверхпластичности никелевого сплава с размером зерен d, Т* - температура, при которой напряжения течения никелевого сплава с размером зерен d и интерметаллидного сплава равны между собой, после чего проводят термическую обработку полученного полуфабриката биметаллического изделия.

Технический результат изобретения обеспечивается также в случаях, когда

- для определения температуры Т* образцы, изготовленные из выбранных сплавов, подвергают воздействию нагрузки при температурах в интервале от комнатной температуры до температуры, ограничивающей верхний предел сверхпластичности никелевого сплава, и строят кривые зависимости напряжения течения каждого сплава от температуры деформации, ординатой и абсциссой точки пересечения которых являются соответственно равные напряжения течения сплава и температура Т*;

- при изготовлении биметалла с использованием заготовки из никелевого сплава с размером зерен менее 1 мкм температуру Т₂ выбирают, ориентируясь на Т_СП=0,67 Т_ПЛ, где Т_ПЛ - температура плавления никелевого сплава, при этом скорость деформации выбирают в интервале 10^-5…10^-3 с^-1;

- при изготовлении биметалла с использованием заготовки из никелевого сплава с размером зерен 1≤d≤15 мкм температуру Т₂ выбирают, ориентируясь на Т_СП=0,8 Т_ПЛ, где Т_ПЛ - температура плавления никелевого сплава, при этом скорость деформации выбирают в интервале 10^-4…10^-2 с^-1;

- термическая обработка полуфабриката включает отжиг при температуре в интервале (0,65-0,96) Т_ПЛ, где Т_ПЛ - температура плавления никелевого сплава, в течение 1-6 ч;

- термическая обработка полуфабриката включает нагрев до температуры в интервале (0,75-1,05) Т_П.Р., где Т_П.Р. - температура полного растворения упрочняющей фазы в никелевом сплаве, с выдержкой в течение 1-2 ч и последующее одно- или двухступенчатое старение при температуре в интервале (0,75-0,86) Т_П.Р. в течение 8-16 ч;

- на соединяемой поверхности заготовки из интерметаллидного сплава предварительно выполняют макрорельеф в виде чередующихся выступов и пазов, по форме приближенных к синусоиде, боковые поверхности которых расположены под углом 40-60° по отношению к направлению приложения усилия, при этом высоту выступов или глубину пазов выбирают из условия, чтобы время создания физического контакта между заготовками не превышало время создания физического контакта между заготовками с гладкой поверхностью более чем в 2 раза.

Раскрытие причинно-следственной связи между признаками изобретения и указанным выше техническим результатом.

Как уже отмечалось выше, физическая сущность активных центров заключается в том, что они представляют собой микроскопические области сильно возбужденного состояния вещества, возникающие в зонах высокой локализации внутренних напряжений при деформации металла вследствие выхода и скопления дислокаций на контактных поверхностях. Причем при соединении давлением разнородных металлов с большой разницей в механических свойствах, когда один из них не подвергается пластической деформации, решающую роль в осуществлении активации играют скопления дислокаций высокой плотности на контактной поверхности деформируемого металла, приводящие к возникновению активных центров атом-вакансионного типа. Однако добиться скопления дислокаций высокой плотности в случае, когда металл подвергается сверхпластической деформации, не удается вследствие самой природы деформации, связанной, прежде всего с ЗГП и активно протекающими процессами возврата. Поэтому одним из новых и обладающих существенными отличиями приемов заявляемого в качестве изобретения способа является выход за пределы температурного интервала сверхпластичности в сторону более низких температур при деформации части полуфабриката из никелевого сплава на стадии активации и схватывания.

Такой прием позволяет изменить механизм деформации, сделать его зависимым от дислокационного скольжения и за счет этого добиться значительного повышения плотности дислокаций на контактной поверхности части полуфабриката из никелевого сплава. Причем изменение механизма деформации происходит очень резко (см. кривую 1, фиг. 1).

Выходу дислокаций на контактную поверхность способствует также структура никелевого сплава, характеризующаяся мелкими зернами и соответственно большой протяженностью межзеренных границ, по которым могут скользить дислокации [7].

Проведенное при создании изобретения компьютерное моделирование процесса активации подтверждает факт, что интенсивность напряжений на контактной поверхности части полуфабриката из никелевого сплава возрастает при выходе за пределы температурного интервала сверхпластичности (фиг. 2, 3).

При указанных температурах так же, как в способе-прототипе, в объеме части полуфабриката из никелевого сплава деформационного упрочнения, которое могло бы привести к увеличению заданной величины усилий сжатия в процессе активации и схватывания и, как результат, вовлечению в процесс деформации части полуфабриката из интерметаллидного сплава, не происходит. Отмеченное обстоятельство объясняется тем, что деформация в интервале температур Т_СП>Т₂>Т*, несмотря на выход за пределы сверхпластичности, продолжает оставаться горячей [6].

Однако, в отличие от прототипа, усилия сжатия, необходимые для деформации никелевого сплава в процессе активации и схватывания заметно превышают усилия, необходимые для его сверхпластической деформации при образовании физического контакта, поскольку с понижением температуры и изменением механизма деформации предел текучести никелевого сплава повышается. При этом одновременно повышается и предел текучести интерметаллидного сплава.

Повышение усилий при снижении температуры деформации приводит к неожиданному положительному результату, а именно, оба указанных фактора способствуют при активации концентрации напряжений вблизи и внутри крупных частиц оставшихся оксидов, вызывая в них микроскопические трещины, что в дальнейшем, при термообработке, температура которой оказывается критической для сохранения целостности крупных частиц оксидов, находящихся в указанном напряженном состоянии, приводит к распаду частиц на более мелкие составляющие, но, безусловно, при сохранении их общей объемной доли. Благодаря диффузионному массопереносу при термообработке мелкие частицы оксидов распределяются более равномерно в зоне соединения.

Как и в прототипе, в заявляемом способе зону соединения можно рассматривать состоящей из легированной γ'-фазы интерметаллидного сплава и прослоек γ-твердого раствора, обогащенного такими элементами, как Со, Cr, Mo, Ti, Аl. Наличие дополнительного количества указанных элементов в твердом растворе, как было отмечено при описании способа-прототипа, является следствием процессов диффузии и разрушения химических связей в оксидах и шпинелях. Зона соединения также содержит частицы алюминидов: Ni₃Аl (нелегированной γ'-фазы), NiAl, Ti₃Al.

В рассматриваемом случае, как и в способе-прототипе, протекание диффузионных процессов, вызывающих увеличение толщины зоны соединения, является неизбежным обстоятельством, но снижение температуры деформации способствует заметному уменьшению этой толщины, что в свою очередь обеспечивает более эффективную кристаллографическую подстройку на межфазных границах между соединяемыми материалами, и соответственно схватывание контактных поверхностей.

Необходимо отметить, что в зоне соединения все же остаются частицы оксидов и шпинелей, причем некоторые из них являются достаточно крупными. Но площадь участков, на которой обнаруживаются оксиды, значительно меньше, чем в способе-прототипе. С учетом отмеченного обстоятельства можно сделать вывод о повышении прочности соединения до 65-70% от расчетной прочности. Дополнительно повысить прочность соединения возможно за счет термообработки полуфабриката, о которой более подробно будет сказано далее по тексту описания.

Новым приемом способа является также определение граничной температуры Т*, при которой напряжения течения никелевого и интерметаллидного сплава равны между собой. При температуре Т₂, большей Т*, обеспечивается отсутствие пластической деформации части полуфабриката, выполненной из интерметаллидного сплава. Этому способствует, как уже отмечалось, сохранение усилия сжатия в процессе активации на заданном уровне.

Оптимальным является выбор температуры Т₂ ближе к середине интервала Т*…Т_СП, поскольку при этом одновременно с осуществлением деформации за пределами температурного интервала сверхпластичности, повышается эффективность канала термической активации. Кроме того, несколько снижаются требуемые для деформации усилия.

В связи с понижением температуры деформации полуфабриката возникает необходимость осуществления его последующей термообработки, по крайней мере, отжига для снятия остаточных напряжений в зоне соединения [8]. Необходимость посредством выбора времени термообработки обширного развития или ограничения гетеродиффузии, приводящей к поглощению зоны соединения диффузионной зоной, определяется свойствами фаз, образующихся в диффузионной зоне. Однако этот процесс, происходящий на этапе термообработки, уже никак не отражается на процессе активации.

В отдельных случаях, рассмотренных ниже, возникает необходимость проведения специальной термообработки, в частности отжига для восстановления жаропрочных свойств никелевого сплава. Одновременно эффективно снимаются остаточные напряжения в зоне соединения, и в ряде случаев, как уже отмечалось, происходит равномерное распределение «осколков» крупных частиц оксидов.

Повышение скорости деформации полуфабриката не является решающим фактором для достижения технического результата. Некоторое ее увеличение будет способствовать повышению энергии активации. Но учитывая снижение пластичности никелевого сплава, связанное с его выведением из состояния сверхпластичности, скорость может быть выбрана такой же, как и при деформации в процессе образования физического контакта.

Температура Т* может быть определена экспериментальным путем. Для этого образцы, изготовленные из выбранных сплавов, подвергают воздействию нагрузки при температурах, лежащих в интервале от комнатной температуры до температуры, ограничивающий верхний предел сверхпластичности никелевого сплава, далее строят кривые зависимости напряжения течения каждого сплава от температуры деформации, ординатой и абсциссой точки пересечения которых являются соответственно равные напряжения течения сплавов и температура Т*.

При осуществлении способа в зависимости от размера зерен d в никелевом сплаве, определяют интервал скоростей и температур сверхпластической деформации заготовки из никелевого сплава в процессе образовании физического контакта. Конкретную температуру Т₁ и скорость деформации , как правило, выбирают ближе к середине соответствующих интервалов. Эти условия являются оптимальными с позиций проявления преимуществ сверхпластической деформации. При определении температуры деформации полуфабриката на стадии активации ориентируются на наименьшую температуру в рассматриваемом интервале, что необходимо для гарантированного выведения сплава из состояния сверхпластичности.

При изготовлении биметалла с использованием заготовки из никелевого сплава с размером зерен менее 1 мкм температуру Т₂ выбирают, ориентируясь на Т_СП=0,67 Т_ПЛ, где Т_ПЛ - температура плавления никелевого сплава, при этом скорость деформации выбирают в интервале 10^-5…10^-3 с^-1.

При изготовлении биметалла с использованием заготовки из никелевого сплава с размером зерен 1≤d≤15 мкм температуру Т₂ выбирают, ориентируясь на Т_СП=0,8 Т_ПЛ, где Т_ПЛ - температура плавления никелевого сплава, при этом скорость деформации выбирают в интервале 10^-4…10^-2 с^-1.

В первом случае более протяженными окажутся межзеренные границы, по которым осуществляется скольжение дислокаций. Кроме того, как уже отмечалось, снижение температуры деформации способствует уменьшению диффузионной зоны, что в свою очередь обеспечивает