Моделирование процесса развития физического контакта при высокотемпературной термодеформационной обработке титана

УДК 621.791

Материаловедение

МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССА РАЗВИТИЯ ФИЗИЧЕСКОГО КОНТАКТА ПРИ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ТЕРМО ДЕФОРМАЦИОННОЙ ОБРАБОТКЕ ТИТАНА В.В. Пешков, С.В. Сафонов, А.Б. Булков, А.И. Стрыгин, Д.Н. Балбеков

На основании моделирования и экспериментальных исследований, выполненных на образцах из титанового сплава с модельными выступами, имитирующими шероховатость реальных поверхностей, установлено количественное влияние на кинетику развития физического контакта при диффузионной сварке таких параметров, как температура, давление и микроструктура свариваемых заготовок. Показано, что в качестве интегральной характеристики отражающей динамику процесса развития контакта можно использовать некоторую постоянную имеющую размерность времени. Получены выражения, описывающие зависимость этой постоянной от параметров режима сварки

Ключевые слова: диффузионная сварка, титановые сплавы, температура, давление, микроструктура

Одним из видов термодеформационной обработки является диффузионная сварка. Согласно работам [1-3 и др.] при диффузионной сварке титановых сплавов с низкоинтенсивным силовым воздействием, процессом, контролирующим формирование соединения, является образование физического контакта, обеспечивающего сближение соединяемых поверхностей на расстояние, при котором реализуется физическое взаимодействие, обусловленное силами типа Ван-дер-Ваальса.

Развитие физического контакта под действием приложенного давления происходит, в первую очередь, в процессе ползучести и пластической деформации микровыступов и поверхностных слоев.

В работах [4, 5] предложены различные модели для оценки длительности сглаживания микронеровностей, исходя из предположения, что оно связано с ползучестью. Однако расчеты технологических параметров процесса сварки (температуры, давления, геометрии контактных поверхностей) по этим зависимостям позволяют получить весьма приближенные результаты, не удовлетворяющие требованиям, предъявляемым к проектированию технологических процессов.

Поэтому целью данной работы является получение количественных зависимостей, отражающих развитие физического контакта в условиях высокотемпературной ползучести при диффузионной сварке титана с учетом технологических параметров процесса.

Эта задача может быть решена моделированием и проведением экспериментальных исследований на образцах, контактные поверхности которых моделируются в виде фигур, имеющих геометрически правильную форму, например, треугольников.

Пешков Владимир Владимирович - ВГТУ, д-р техн. наук, профессор, e-mail: otsp@vorstu.ru Сафонов Сергей Владимирович - ВГТУ, канд. пед. наук, доцент, тел. 8(473)2783884 Булков Алексей Борисович - ВГТУ, канд. техн. наук, доцент, e-mail: otsp@vorstu.ru Стрыгин Александр Иванович - ОАО КБХА, начальник отдела, тел. 8(473)2783884 Балбеков Дмитрий Николаевич - ВГТУ, аспирант, тел. 8(473)2783884

Экспериментальные исследования проводили на цилиндрических образцах диаметром 16 мм и высотой 30 мм из сплава ВТ 14, имеющего в исходном состоянии глобулярную микроструктуру. Половину образцов для получения крупнозернистой пластинчатой микроструктуры отжигали при 1000 0С в среде аргона.

Контактные поверхности одной партии образцов были полированными (Яа составляло от 0,01 до 0,03 мкм), а другой - обработаны на токарном станке, при этом эквидистантно расположенные микровыступы с шагом 0,1 мм имели в сечении форму треугольника с углом между образующей и основанием в = 150 (соответственно с углом между образующими а = 1500). Такие образцы получали совместным точением их в специальном приспособлении, что обеспечивало одинаковую обработку.

При этом исследовали три варианта сочетания микроструктур свариваемых образцов: I вариант -оба образца имели исходную глобулярную (мелкозернистую) микроструктуру; II вариант - оба образца имели крупнозернистую пластинчатую микроструктуру; III вариант - образец, контактная поверхность которого обрабатывалась точением имел крупнозернистую пластинчатую микроструктуру, а образец с полированной контактной поверхностью имел глобулярную микроструктуру (рис. 1).

М3 КЗ КЗ

кАААААА/ .ЛАААААу 1АЛЛЛАА,

М3 КЗ М3

а б в

Рис. 1. Сочетания микроструктур свариваемых образов: I вариант - а; II вариант - б; III вариант - в

Диффузионную сварку образцов осуществляли в интервале температур от 800 до 1050 0С при давлениях от 0,5 до 12 МПа и разрежении воздуха 0,1 Па.

Площадь образовавшегося физического контакта определяли по фрактограммам с поверхностей разрушения сваренных образцов "полированный -точеный" (рис. 2).

По результатам экспериментальных исследований строили кинетические зависимости ¥от = ф(т), (Ротн = Рк/Гн , где Готн - относительная площадь физического контакта; Гк - площадь образовавшегося контакта; ¥н - номинальная площадь контакта поверхности образца).

Рис. 2. Типичный вид фрактограммы с поверхности разрушения образов поверхность одного из которых полированная, а другая точеная, *150

Исследование процесса развития деформации в зоне контакта при диффузионной сварке также выполнялось с помощью математического моделирования численными методами (методом конечных элементов). В качестве среды численного моделирования использовался программный продукт АШУБ/ЕБ 10.

Задача моделирования заключалась в определении напряженно-деформированного состояния (НДС) в объемах свариваемых заготовок с учетом микроструктуры и геометрии микровыступов.

При анализе процессов деформации предполагалось, что шероховатость поверхности можно представить в виде достаточно протяженных выступов. Исходя из того, что длина выступов шероховатости значительно больше других размеров расчеты выполнялись для плоского напряженного состояния.

Расчетная модель представляет собой один выступ шероховатости соединенный контактом с плоской поверхностью сопряженной детали. Размер образцов по высоте принят таким, чтобы исключить влияние граничных условий на распределение напряжений и деформаций в контакте (Н > 10к, где Н

- высота образца, к - высота микровыступа). На боковых границах модели заданы условия симметрии (перемещения по оси х равны нулю), нижняя граница принята неподвижной. Перемещение всех узлов верхней границы детали с выступом принято одинаковым.

Считаем, что в условиях диффузионной сварки после введения поверхностей деталей в контакт практически сразу происходит их схватывание, поэтому при задании опций контакта указано, что после вступления поверхностей в контакт проскальзывание не происходит.

Поведение деформируемого тела описано сочетанием ползучести с билинейным изотропным упрочнением. В соответствии с обобщенным принципом наложения составляющих деформаций и на-

пряжений различных типов общая деформация вычисляется по формуле:

£= £е + £р + е

где ее, ер, ес - деформации мгновенной упругости, пластичности и ползучести соответственно.

Механические свойства материалов, относящиеся к упругой и пластической деформации, приняты по данным источников [6], законы ползучести определены экспериментально.

Для расчетов используем закон ползучести в

виде

е = С^2 е_Сз/ Т,

где а - эквивалентное напряжение по Мизесу; Т - абсолютная температура; Сь С2, С3 - эмпирические константы.

Экспериментальные данные для сплава ВТ 14 в интервале температур ниже окончания а+в^в -превращения хорошо описываются уравнениями:

глобулярная (мелкозернистая) микроструктура

£мз = 1,40 • 104 • а1’2е205000/КТ

крупнозернистая пластинчатая микроструктура

еь = 4,0 • 108 • а2’8е“362000/КТ,

а в интервале температур выше окончания а+в^в - превращения

£мз = 1,44 • а2’5е_130000/ КТ .

При построении сеточной модели задачи в областях с повышенным градиентом напряжений -вдоль профиля выступа - выполнено измельчение сетки для повышения точности расчетов и улучшения сходимости анализа.

Проверка модели осуществлялась путем сопоставления экспериментально построенных зависимостей Готн = ф(т) с расчетными (рис. 3). Разница в величинах физического контакта, определенных расчетным и экспериментальным путем не превышает 5 %. Полученные результаты говорят об адекватности разработанной модели.

Экспериментально полученные зависимости Ротн=ф(т) с учетом исходной микроструктуры и фазового состояния образцов приведены на рис. 4.

Из анализа полученных результатов следует, что при температурах испытания ниже окончания фазового а+в^в - превращения (т.е. при Т<950 0С) кривые Готн = ф(т) имеют затухающий характер и значения ¥отн существенно зависят не только от температуры и длительности испытания, но и от исходной микроструктуры свариваемых образцов.

Так, если при сварке образцов с исходной глобулярной микроструктурой, например, при температуре 950 0С и давлении 2,0 МПа за 60 мин формируется Готн близкое к 1,0, то при сварке образцов с крупнозернистой пластинчатой структурой при этих же температуре и давлении Готн не превышает 0,1 даже за 180 мин. При этом фрактографические исследования контактных поверхностей свидетельствуют о значительной неоднородности процесса деформации в зоне стыка. Поэтому исследования кинетики развития контакта между образцами с ис-

ходнои крупнозернистой пластинчатой микростук-турой проводили при давлении 7,0 МПа (рис. 4, б).

Ро/ш г

Рис. 3. Кинетика развития контакта Готн определенная экспериментальным (1, 2) и расчетным способами (1’, 2’), при р = 2,0 МПа, температурах: 1, 1’ - 900 0С; 2, 2’ - 950 0С для I варианта сочетания микростуктур образцов

Рис. 4. Кинетика развития контакта Готн при температурах, 0С: 1 - 800; 2 - 850; 3 - 900; 4 -925; 5 - 950; 6 - 975; 7 - 1000; 8 - 1025; 9 - 1050 при давлениях, МПа: а, в, г - 2,0 и б - 7,0; вариантах сочетания микростуктур образцов: а, гЛ; б-П; в-Ш

Кинетические зависимости Готн = ф(т) для случаев сварки, когда один из образцов имел исходную глобулярную мелкозернистую микроструктуру, а второй - крупнозернистую приведены на рис. 4, в. Из сопоставления зависимостей Готн = ф(т) следует, что при заданных параметрах режимов сварки (Т от 800 до 950 0С и р = 2,0 МПа) развитие контакта между образцами с III вариантом сочетания микроструктур происходит медленнее, чем между образцами с сочетанием микроструктур, соответствующим I варианту.

Результаты испытания образцов при температурах выше окончания а+в^в - превращения (рис. 4, г) показали, что, во-первых, исходная микроструктура не влияет на кинетику развития физического контакта, и, во-вторых, температурная зависимость Готн = ф(т) более слабая, чем в области температур существования а+в - фазового состояния. Это объясняется тем, что образцы при Т > 975 0С независимо от исходной микроструктуры имели практически одинаковую микроструктуру в -фазы.

Моделирование процесса развития напряжений и деформаций в зоне контакта в зависимости от длительности испытания и сочетания микроструктур показало, что процесс нагружения делится на две стадии: на первой происходит мгновенная пластическая деформация поверхностей, приводящая к образованию относительно небольшой плоской контактной площадки; на второй размеры контактной зоны увеличиваются за счет развития ползучести, при этом в деформацию вовлекаются все более удаленные объемы материала.

К образовавшейся в результате начальной пластической деформации плоской контактной поверхности с обеих сторон примыкает "заторможенная" зона, в которой действует трехосное сжимающее напряжение, вертикальная составляющая которого обусловлена приложенным сжимающим давлением, горизонтальная и продольная - силой трения и схватыванием поверхностей, препятствующим выдавливанию материала. Такое напряженное состояние значительно снижает пластичность материала.

Поля эквивалентных напряжений, построенные для рассмотренных моделей на основании распределения вертикальной и горизонтальной компонент, позволяют заключить, что более высокие значения эквивалентного напряжения, соответствующее области интенсивной деформации, наблюдается сначала вокруг "заторможенной" зоны. С течением времени величина напряжений снижается и они смещаются в поперечном направлении к периферии зоны контакта, где происходит смыкание и деформация контактных поверхностей образцов (рис. 5).

Закономерности распределения деформаций в сечении образцов объясняются на основании напряженного состояния. В начальной контактной зоне напряженное состояние типично для осадки - в вертикальном направлении деформация отрицательна (сжатие), в горизонтальном направлении -положительна (растяжение). При таком деформированном состоянии материал выдавливается из этой зоны поперечно приложенному усилию во вторую зону, в которой сжимающие горизонтальные напряжения приводят к появлению вертикальных деформаций растяжения и соответствующему выдавливанию металла в полость между образцами. С течением времени в деформацию вовлекаются большие объемы материала и происходит изменение формы контактирующих поверхностей.

в г

Рис. 5. Кинетика изменения эквивалентных напряжений (МПа) при Т = 900 0С; р = 2 МПа; I варианте сочетания микростуктур образцов, в = 15°: а - 100 с; б - 900 с; в - 1800 с; г - 3600 с

Выдавливание материала выступа в поперечном направлении и одновременно вдавливание выступа в нижний образец приводит к изменению формы боковых поверхностей выступа и поверхности нижнего образца с прямой на выпуклую. За счет обоих процессов наблюдается постепенное уменьшение зазора между контактными поверхностями и их соединение, приводящее к росту площади физического контакта (рис. 6).

в г

Рис. 6. Кинетика изменения эквивалентных относительных деформаций при Т = 900 0С; p = 2 МПа; I варианте сочетания микростуктур в = 150: а - 100 с; б -900 с; в - 1800 с; г - 3600 с

Интенсивность деформации металла определяет скорость роста физического контакта - для I варианта сочетания микроструктур наблюдается наиболее быстрое развитие деформаций в объеме деталей, связанное с более высокой скоростью ползучести материала по сравнению с другими вариантами. Для III варианта сочетания микроструктур относительная площадь контакта растет заметно медленнее, т.к. крупнозернистая пластинчатая структура

материала одного из образцов имеет низкую скорость ползучести и деформации в этом образце практически не развиваются. Результаты расчетов показывают что разница в величине накопленной за 60 минут деформации, обусловленная разными скоростями ползучести, составляет приблизительно от 50 до 100 раз. Таким образом образование контакта для данных сочетаний структур происходит только за счет деформации плоской контактной поверхности нижней заготовки в процессе выдавливания металла вверх из второй зоны, где уровень вызывающих деформацию напряжений ниже чем в первой (Рис. 7).

в г

Рис. 7. Кинетика изменения эквивалентных относительных деформаций при Т = 900 0С; р = 2 МПа; III варианте сочетания микростуктур образцов в = 150: а -100 с; б - 900 с; в - 1800 с; г - 3600 с

Расчеты, проведенные для II варианта сочетания микроструктур, показали, что кинетика изменения напряжений и деформаций и, соответственно, скорость образования физического контакта практически аналогична I варианту, если температура сварки и сжимающее напряжение обеспечивает равную скорость ползучести металла.

В соответствии с принятым законом ползуче -сти температура оказывает большее влияние на скорость ползучести материала. При относительно низкой температуре (850 0С) низкая скорость ползучести приводит к медленному росту деформаций в объеме заготовок, несмотря на сохранение высоких напряжений в зоне контакта.

В простейшем приближении скорость развития относительной площади физического контакта в изотермических условиях может быть описана выражением:

dFomH Id т =

где t* - постоянная, имеющая размерность времени и отражающая кинетические свойства процесса развития физического контакта (его запаздывания), являющаяся функцией температуры, приложенного давления и микроструктуры материала.

Решение уравнения (6) при FomH = 0 и т = 0 имеет вид:

р0тн = 1 - ё-н\

Из (7) следует, что время образования физического контакта по всей поверхности (Готн = 1) составляет т ~3 г*.

После логарифмирования выражения (7) получим уравнение:

1п

которое в координатах /п(1 - Еопш) - т является

уравнением прямой линии. Построение опытных

данных (приведенных на рис. 4) в этих координатах позволяет определить численные значения постоянной г* для изучаемого процесса, как котангенс угла наклона прямых к оси абсцисс /п(1 - Готн) = ф(т).

Зависимость значений постоянных г* от температур, вычисленных по данным рис. 8, приведена на рисунке 9. Видно, что эти зависимости имеют явно нелинейный характер.

{п

О 30 60 Г, мин О 30 60 Т, мин

О 30 60 т, ми 0 30 60 т, мин

в а

Рис. 8. Зависимости /п(1 - Готн) = ф(т), построенные по данным, приведенным на рис. 4

Г,с-103

0^---------------1--------1о

800 850 900 950 1000 I, °С

Рис. 9. Зависимости г*~ ф(Т) прир, МПа: 1, 3, 4 - 2,0; 2 - 7,0; вариантах сочетания микроструктур образцов: 1 и 4 - I; 2 - II; 3 - III

Поскольку образование контакта - термически активируемый процесс, то можно предположить, что г* является экспоненциальной функцией температуры:

г*~ ехр

где Q - энергия активации процесса, контролирующего развитие физического контакта; Я - газовая постоянная; Т - температура испытания, К.

Значения г* в координатах 1п г* - 1/Т укладываются на прямые линии (рис. 10), из угла наклона которых следует, что эффективные энергии активации процессов, контролирующих развитие контакта, существенно зависят от микроструктуры и фазового состава свариваемых образцов. При испытаниях в области температур ниже окончания а+в^в - превращения и I варианте сочетания микроструктур образцов Q составляет 221кДж/моль. Найденное значение Q близко к значению энергии активации высокотемпературной ползучести сплава ВТ 14 с исходной мелкозернистой структурой в интервале температур г < 950 0С, которое составляет

217 кДж/моль. Это дает основание считать, что развитие контакта лимитировалось высокотемпературной ползучестью.

При испытании образцов со II вариантом сочетания микроструктур вычисленное по экспериментальным данным значение Q составило 387 кДж/моль, что также близко к энергии активации ползучести сплава ВТ14 с крупнозернистой пластинчатой микроструктурой, которая равна 372 кДж/моль. Т.е. и в данном случае развитие контакта лимитировалось высокотемпературной ползучестью.

При сварке образцов, имеющих различную структуру в исходном состоянии (III вариант сочетания микроструктур), эффективные энергии активации процесса развития контакта составляют 265 кДж/моль.

7,5 8,0 8,5 9,0 104/Т

Рис. 10. Зависимости 1п г* =ф(1/Т) для вариантов сочетания микроструктур образцов: 1 и 4 - I;

2 - II; 3 - III при р, МПа: 1, 3, 4 - 2,0; 2 - 7,0

Эти значения Q близки к энергии активации высокотемпературной ползучести сплава ВТ14 с мелкозернистой структурой. Поэтому можно считать, что развитие контакта при сочетании микроструктур образцов по III варианту контролируется деформацией образца с мелкозернистой структурой в процессе вдавливания в него микрошероховатостей, имеющих пластинчатую микроструктуру.

При сварке образцов в области существования в - фазы (т.е. при температурах выше окончания а+в^в - превращения) эффективная энергия процесса развития контакта составила 146 кДж/моль, что достаточно близко к значению энергии активации ползучести сплава ВТ14 при Т > 975 0С, ко-

торая равна 130 кДж/моль. Т.е. как и в предыдущих случаях (при Т < 950 0С) можно считать, что в основе развития контакта лежит высокотемпературная ползучесть.

Технологическими параметром, влияющим на скорость высокотемпературной ползучести и, как следствие этого, на кинетику развития контакта является давление.

Поскольку уравнения, описывающие скорость развития относительной площади физического контакта (6), содержит в качестве основного параметра, отражающего кинетические свойства процесса постоянную г*, то представляется целесообразным для определения количественного влияния давления на процесс развития контакта установить зависимость г*=ф(р).

О влиянии давления на кинетику развития физического контакта можно судить по данным, приведенным на рис. 11.

Рис. 11. Кинетика развития контакта Еотн при 900 0С - а,б,в; 1000 0С - г; давлениях, МПа: 1 -0,5; 2 - 1,0; 3 - 1,5; 4 - 2,0; 5 - 3,0; 6 - 5,0; 7 -7,0; 8 - 10,0; 9 - 12,0; вариантах сочетания микроструктур образцов: а, г - I ; б - II; в - III

Из этих данных видно, что зависимость ^отн=ф(т) имеет затухающий характер, который наиболее ярко проявляется с увеличением давления. Во всех случаях увеличение давления сопровождается увеличением относительной площади образующегося контакта, хотя эффективность увеличения давления во всех случаях различна. Из сопоставления зависимостей Fоmн=ф(т) следует, что наибольшее влияние давления на величину образующегося контакта наблюдается при использовании образцов со II вариантом сочетания микроструктур (рис. 11, б), а также в области существования в - фазы (когда исходные варианты сочетания микроструктур не влияют на кинетику развития контакта, рис. 11, г).

Результаты моделирования влияния давления на напряженно-деформированное состояние заготовок в зависимости от сочетания микроструктур показали, что повышение сжимающего напряжения вызывает во всех случаях пропорциональное увеличение напряжений в объеме заготовок и рост площади контакта.

Начальная пластическая деформация, вызванная увеличением давления, распространяется на большие объемы материала, соответственно, увеличивается размер контактной площадки и зоны с затрудненной деформацией вокруг нее. Для заготовок с одинаковой микроструктурой (I и II варианты образцов) это приводит к увеличению неравномерности распределения деформаций вдоль линии контакта.

Численные значения г* определялись по котангенсу угла наклона к оси абсцисс прямых /п(1-Fоmн)=-(1/t*)•т, построенных по экспериментальным данным (рис. 11).

Зависимости г*=ф(р) при температурах 900 0С и 1000 0С приведены на рис. 12. Видно, что эти зависимости нелинейны, но в логарифмических координатах /п г*=/п р они хорошо ложатся на прямые линии с котангенсом угла наклона при 900 0С для вариантов сочетания микроструктур образцов: I вариант - 1,2; II вариант - 2,8; III вариант - 1,5 и при 1000 0С независимо от исходной структуры - 2,8 (рис. 13).

Рис. 12. Зависимости /*=ф(р) при температурах, 0С: 900 - а...в, 1000 - г; вариантах сочетания микроструктур образцов: а, г - I; б - II; в - III

В зависимости от атомарного механизма, контролирующего высокотемпературную ползучесть (которая определяет процесс образования контакта), скорость деформации металла обычно находится либо в линейной, либо в степенной, либо в экспоненциальной зависимости от приложенного напряжения.

Как показали экспериментальные исследования для сплава ВТ 14 с исходной глобулярной микроструктурой в области температур ниже окончания полиморфного превращения эта зависимость близка

к линейной (3), а для сплава с исходной пластинчатой крупнозернистой структурой - является степенной (4). В области температур выше окончания полиморфного превращения скорость ползучести сплава ВТ 14 также находится в степенной зависимости от приложенного напряжения (5).

а б

Рис. 13. Зависимости /п /*=ф(/п р) при температурах, 0С: а - 900, б - 1000; вариантах сочетания микроструктур образцов: 1 - I; 2 - II; 3 - III

Полученные данные позволяют считать, что развитие контакта в процессе высокотемпературной деформации осуществляется по разным механизмам.

Таким образом, проведенные исследования показали, что в качестве интегральной характеристики развития контакта между соединяемыми заготовками в условиях диффузионной сварки можно использовать некоторую постоянную /*, имеющую размерность времени, отражающую кинетические свойства процесса и являющуюся функцией таких технологических параметров, как температура, давление и микроструктура материала.

Зависимость от температуры Т и давления в общем виде можно описать выражением:

г*=к-рп- ехр

Для сплава ВТ 14 в исследованном интервале температур, давлений и сочетания микроструктур образцов и для оценки постоянной /* можно использовать следующие выражения:

в интервале температур ниже окончания полиморфного превращения при вариантах сочетания микроструктур свариваемых образцов:

I вариант - = 7,5-10'У1’2-елр(221000/ЯТ);

II вариант - = 1,5-10‘11-р'2’8-ехр(387000/ЯТ);

III вариант - = 2,1-10-У1’-елр(265000/ЯТ);

в интервале температур выше окончания полиморфного превращения (независимо от исходной микроструктуры образцов):

= 1,35-10-2-р'2’8-ехр(146000/ЯТ).

Аналогичные исследования, выполненные на образцах с I и II вариантами структур из сплавов ОТ4, ВТ5 и ВТ6, позволили определить численные значения к, п и Q, входящие в выражение (10). Значения этих параметров приведены в таблице.

Марка сплава Вариант сочетания структуры образцов к n а кДж/моль

ОТ4 I* 1,810-7 -1,2 235

II* 2,3-10‘12 -3,0 405,4

I** 2,7-10‘2 -3,3 140,3

ВТ5 I* 1,5 10-7 -1,1 241,2

II* 4-10-11 -3,0 385

I** 810-3 -3,0 151

ВТ6 I* 3,4-10‘9 -0,9 287

II* 1,210-14 -2,8 481

I** 5,610-3 -3,0 162,3

* - испытания образцов ниже окончания а+в^в -превращения

** - испытания образцов выше окончания а+в^в -превращения

Литература

1 Каракозов Э.С. Диффузионная сварка титана / Э.С. Каракозов, Л.М. Орлова, В.В. Пешков. В.И. Григорьевский. - М.: Металлургия, 1977. - 272 с.

2 Бондарь А.В. Диффузионная сварка титана и его сплавов // А.В. Бондарь, В.В. Пешков, Л.С. Киреев, В.В. Шурупов. - Воронеж: ВГУ, - 1998. - 256 с.

3 Петренко В.Р. Металловедение диффузионной сварки титана / В.Р. Петренко. - М.: технология машиностроения. - 2005. - 315 с.

4 Гельман А.С. Основы сварки давлением / А.С. Гельман. - М.: Машиностроение, 1970. - 312 с.

5 Каракозов Э. С. Расчет площади контакта при сварке металлов в твердой фазе / Э.С. Каракозов, Ю.В. Мякишев, В. А. Петросян и др. // Сварочное производство.

- 1973. - №2. - С. 50 - 51.

6. Мороз Л.С. Титан и его сплавы // Л.С. Мороз, Б.Б. Чечулин, И.В. Полин и др. - Л.: Судпромгиз, 1960. -516 с.

Воронежский государственный технический университет ОАО «Конструкторское бюро химавтоматики», г. Воронеж

MODELING THE DEVELOPMENT OF PHYSICAL CONTACT IN HIGH TEMPERATURE DEFORMATION PROCESSING OF TITANIUM V.V. Peshkov, S.V. Safonov, A.B. Bulkov, A.I. Strigin, D.N. Balbekov

Based on the modeling and experimental studies performed on samples of titanium alloy c model projections to simulate the roughness of real surfaces, it is established quantitative effect on the kinetics of physical contact during diffusion welding parameters such as temperature, pressure and the microstructure of the welded blanks. It is shown that as the integral characteristics reflecting the dynamics of the process of contact, you can use some constant t*, which has the dimension of time. Obtain expressions describing the dependence of this constant on the parameters of welding

Key words: diffusion bonding, titanium alloys, temperature, pressure, microstructure