Формирование мелкозернистой структуры алюминиево-магниевого сплава при лазерной сварке и сварке трением с перемешиванием Заикина Анастасия Андреена

Содержание к диссертации

Введение

1 Состояние вопроса и задачи исследования 13

1.1 Сплавы алюминий–магний, свойства и применение 13

1.2. Технологии соединения алюминиево–магниевых сплавов 16

1.3 Сварка трением с перемешиванием 21

1.4 Интенсивная пластическая деформация 25

1.5. Трение скольжения 29

1.6 Постановка задачи исследования 35

2 Материал и методы исследования 37

2.1 Методы исследования структуры сварных соединений 40

2.2 Методы исследования физико–механических свойств 42

2.2.1 Испытания на растяжение 42

2.2.2 Испытания на статический изгиб (загиб) 43

2.2.3 Трибологические испытания 44

2.3 Рентгеновская дефектоскопия 45

3 Формирование структуры сварных соединений алюминиево–магниевого сплава АМг5 при лазерной сварке 53

3.1 Влияние режима сварки алюминиево–магниевого сплава АМг5, выполняемой в среде аргона, на дефектность сварного соединения 53

3.2 Механические и технологические испытания сварных соединений 55

3.3 Выводы 59

4 Трансформация структуры сварных соединений алюминиево–магниевого сплава АМг5 при сварке трением с перемешиванием 60

4.1 Особенности формирования структуры сварного шва 60

4.2 Исследование неоднородности структуры сварного соединения методом измерения микротвердости 64

4.3 Особенности структурообразования алюминиево–магниевого сплава АМг5 при сварке трением с перемешиванием 67

4.4 Исследование общих закономерностей формирования тонкой структуры при сварке трением с перемешиванием и трении скольжения 77

4.5 Выводы 82

5 Влияние технологических режимов сварки трением с перемешиванием на механические свойства и характер разрушения алюминиево–магниевого сплава 83

5.1 Подготовка опытных образцов и контроль качества сварных соединений 86

5.2 Механические испытания сварных соединений 89

5.3 Выводы 103

Заключение 104

Основные выводы 106

Публикации по теме диссертации 108

Список литературы 110

Приложения 1

• Технологии соединения алюминиево–магниевых сплавов
• Механические и технологические испытания сварных соединений
• Особенности структурообразования алюминиево–магниевого сплава АМг5 при сварке трением с перемешиванием
• Механические испытания сварных соединений

Введение к работе

Актуальность темы диссертационной работы. Алюминий и его сплавы широко используются во всех стратегически важных областях машиностроения из-за неоспоримых преимуществ, наиболее важными из которых являются малый удельный вес, высокий уровень физико-механических свойств и возможность их варьирования путем легирования и выбранного метода дальнейшей обработки. В зарубежной и отечественной автомобильной и авиакосмической промышленности наибольшее применение нашли термически неупрочняемые алюминиево-магниевые сплавы с содержанием магния до 6,8%, так называемые «магнелики», отличающиеся относительной дешевизной, простотой обработки и высокими прочностными свойствами.

В технологическом процессе изготовления изделий из этих сплавов наибольшие затруднения возникают при операциях сварки из-за специфических свойств алюминия – высокой теплопроводности в сочетании с низким модулем упругости. Существующие проблемы поставили задачу поиска таких технологий сварки, при которых сварное соединение формируется в результате кратковременного термического воздействия на зону сварки, что позволило бы значительно уменьшить размер ванны расплава или полностью избежать плавления металла. Примером успешного решения этой задачи является разработка и внедрение высокотехнологичных процессов получения стыковых соединений алюминиевых сплавов, как лазерная сварка и сварка трением с перемешиванием.

Преимущество лазерной сварки, по сравнению с другими видами сварки плавлением, состоит в том, что концентрация энергии в относительно небольшом объеме материала формирует узкий сварной шов. Но и при лазерной сварке алюминиевых сплавов, вследствие особенностей перехода алюминия из твердой фазы в жидкую, сохраняется опасность возникновения металлургических дефектов, существенно снижающих прочность сварного соединения.

Большинства этих проблем можно избежать применением способа сварки алюминиевых сплавов в отсутствие жидкой фазы, из которых наиболее перспективным является способ сварки трением с перемешиванием (СТП). В последние десятилетия этот способ соединения разных материалов, в том числе и алюминиевых сплавов, получил приоритетное направление. Промышленное применение этого вида сварки реализовано на предприятиях Европы, Японии, Китая и на некоторых российских предприятиях. Сдерживающим фактором широкого промышленного освоения этого перспективного способа сварки в зарубежной и отечественной промышленности является отсутствие до настоящего времени качественной картины процесса, происходящего в зоне взаимодействия инструмента и свариваемого металла. Это обусловливает актуальность проведения дальнейших исследований в этом приоритетном направлении в области материаловедения алюминиево-магниевых сплавов и создания предпосылок для широкого внедрения новых процессов, в том числе лазерной сварки и сварки трением с перемешиванием.

Степень разработанности темы. Целенаправленному изучению процессов, происходящих при лазерной сварке и сварке трением с перемешиванием, посвящены многие работы отечественных и зарубежных исследователей. Центральной темой их исследований является предупреждение образования характерных для этих способов сварки дефектов сварного шва. Для лазерной сварки это, прежде всего, опасность образования кристаллизационных трещин и пор, возникающих вследствие теплового расширения и разности объемов образующихся фаз. В данном направлении положительные результаты получены при правильном выборе защитной атмосферы и состава легирующих добавок, подаваемых в ванну расплава в виде присадочной проволоки, а также путем воздействия на ванну расплава внешними энергетическими источниками, позволяющими минимизировать количество пор. Тем не менее, до настоящего времени не достигнуто полного понимания механизмов взаимосвязи между нестационарным течением ванны расплава и параметрами внешних воздействий, и, следовательно, не определен оптимальный режим лазерной сварки алюминиевых сплавов.

Для успешного внедрения способа сварки трением с перемешиванием необходимо понимание механизма трансформации исходной структуры свариваемых алюминиево–магниевых сплавов в градиентную мелкозернистую. Успехи в этом направлении отражены в работах R.S. Mishra, M.A. Sutton, A.P. Reinolds, R.W. Fonda, R. Nandan, Z.W. Chen, К.V. Juta, М.М. Штрикмана, В.А. Половцева, В.Ю. Фролова, В.И. Лукина, А.В. Автократовой и др. Подробные исследования физико–механических свойств сварных соединений, полученных этим способом сварки, были выполнены О.Р. Кайбышевым, В.А. Половцевым, Р.Р. Котлышевым, В.И. Павловой с сотрудниками, а также Y.S. Sato, E. Cerri и др.

В ИФПМ СО РАН предложен подход к объяснению механизма формирования градиентных структур на основе представлений физической мезомеханики о вихревом характере пластического течения мезообъемов материала. Полученные представления могут быть успешно использованы при проведении экспериментальных исследований, направленных на решение актуальной задачи получения бездефектной структуры сварных соединений, полученных сваркой трением с перемешиванием.

Целью работы явилось изучение закономерностей формирования структуры сварного шва, полученного лазерной сваркой и сваркой трением с перемешиванием, и установление взаимосвязи между параметрами технологического процесса и качеством сварного соединения алюминиево– магниевого сплава АМг5.

Для достижения цели были поставлены следующие задачи:

1. Изучить влияние основных параметров технологического режима лазерной
сварки на структуру и механические свойства сварных соединений листов
алюминиево–магниевого сплава.

2. Провести сравнительный анализ механизма трансформации исходной
структуры при сварке трением с перемешиванием и сухом трении скольжения
алюминиево-магниевого сплава.

3. Установить влияние параметров сварки трением с перемешиванием на
структуру и механические свойства сварных соединений листов алюминиево-
магниевого сплава различной толщины.

4. Определить тип дефектов, играющих основную роль в снижении прочности
сварных соединений, полученных способом сварки трением с перемешиванием.

Научная новизна

1. Исследована взаимосвязь между основными параметрами технологического процесса лазерной сварки и качеством сварного соединения. Показано, что оптимальная комбинация состава защитной атмосферы и режима сварки листов алюминиево–магниевого сплава исследованной толщины минимизирует количество опасных дефектов, резко снижающих прочность сварного соединения.

2. Проведены систематические исследования физико–механических свойств сварных соединений алюминиево–магниевого сплава, полученные при различных комбинациях основных параметров технологического процесса сварки трением с перемешиванием, которые показали, что при оптимальном выборе режима прочность материала в зоне ядра сварного шва может превышать прочность основного металла.

3. Впервые показано, что при сварке трением с перемешиванием и трении скольжения алюминиево–магниевого сплава формирование слоистой мелкозернистой структуры в ядре сварного шва и в поверхностном слое трибосопряжения происходит по одному и тому же механизму – деформирования и измельчения исходной зеренной структуры и образования полос скольжения под действием силы трения. Различие в закономерностях структурных изменений материала состоит в том, что особенности температурно–временного режима при трении скольжения не позволяют завершиться процессу фрагментирования полной рекристаллизацией зерна, как это происходит в ядре сварного шва при сварке трением с перемешиванием.

Теоретическая и практическая значимость. Тема диссертации соответствует приоритетному направлению развития науки, технологий и техники РФ «Транспортные и космические системы». Теоретически обоснованы и экспериментально исследованы закономерности трансформации исходной отожженной структуры алюминиевого сплава в дендритную и слоистую структуры при лазерной сварке и сварке трением с перемешиванием.

Результаты работы положены в основу разработки режимов получения высокопрочных сварных соединений алюминиево-магниевого сплава АМг5 способами лазерной сварки и сварки трением с перемешиванием на предприятии «ЗАО «Чебоксарское предприятие «Сеспель», г. Чебоксары, Чувашия. Использовались при выполнении совместных научно-исследовательских работ ИФПМ СО РАН, Национального исследовательского Томского политехнического университета и ПАО «РКК «Энергия» им. С.П. Королева», г. Королев, Московская обл.

Методология и методы исследования. Методологическую основу диссертации составили труды отечественных и зарубежных ученых по исследованию проблем в области лазерной сварки и сварки трением с

перемешиванием алюминиево–магниевых сплавов на основе представлений о структурообразовании при сварке плавлением и пластической деформации металла под действием сил трения. В диссертационной работе были применены современные методы структурных исследований и испытаний: оптическая микроскопия, просвечивающая и растровая электронная микроскопия, метод дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD анализ), метод атомно-силовой микроскопии, измерение микротвердости, испытания на одноосное растяжение и изгиб, трибологические испытания. Структурные исследования методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и дифракции обратно-рассеянных электронов (EBSD анализ) проведены на оборудовании Центра коллективного пользования «Нанотех» в ИФПМ СО РАН.

Положения, выносимые на защиту

1. Структурные особенности формирования сварных соединений
алюминиево-магниевого сплава, полученных лазерной сваркой в различных
защитных атмосферах, заключающиеся в том, что при подаче гелия в зону
сварочной ванны вместо аргона наблюдали уменьшение технологических
дефектов и повышение пластичности шва.

2. Совокупность экспериментальных данных о формировании при сварке трением с перемешиванием слоистой мелкозернистой структуры металла шва с размером зерен, меньшим среднего размера зерна исходного алюминиевого сплава в 4 – 5 раз, границы которых в разной степени декорированы выделениями твердых частиц Al₃Mg2.

3. Обоснование причин формирования слоистой структуры алюминиево-магниевого сплава при сварке трением с перемешиванием на примере образования поверхностного слоя при трении скольжения, заключающихся в последовательности сдвигов пластифицированных упрочненных слоев по границе с нижележащим материалом, где имеет место минимальный предел текучести, обусловленный конкуренцией процесса упрочнения из-за деформирования и разупрочнения из-за нагрева.

4. Совокупность экспериментальных данных по влиянию
технологического процесса сварки трением с перемешиванием алюминиево-
магниевого сплава на физико-механические свойства сварных соединений,
определяющие наиболее опасные дефекты сварного шва и технологические
параметры, приводящие к их образованию.

Достоверность и надежность полученных результатов обеспечиваются корректностью постановки решаемых задач, их обоснованностью, большим объемом экспериментальных данных, полученных с помощью современных методов исследований структуры, корректной статистической обработкой результатов исследований, а также подтверждением результатов исследований публикациями в реферируемых журналах, выступлениями на российских и международных конференциях.

Личный вклад соискателя состоит в совместной с научным руководителем постановке и обсуждении научных задач, подготовке научных

статей, планировании и проведении экспериментальных исследований, обсуждении и интерпретации полученных данных, участии в конференциях.

Диссертационная работа выполнена в рамках Программы фундаментальных научных исследований государственных академий наук на 2013-2020 годы, направление III.23, по проекту Министерства образования и науки РФ (договор № 02.G25.31.0063) в рамках реализации Постановления Правительства РФ № 218, а также в рамках выполнения ФЦП 14.607.21.0190 «Разработка интеллектуальной технологии гибридной лазерной сварки с ультразвуковым воздействием и адаптивным управлением для производства танк-контейнеров, в том числе криогенных для транспортировки сжиженного природного газа в труднодоступных районах и Арктике».

Апробация работы. Основные положения и результаты диссертационной работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях и семинарах: Всероссийской школе–семинаре с международным участием «Современное материаловедение: материалы и технологии новых поколений» (г. Томск, 2014); XX Научно–технической конференции молодых учёных и специалистов, проводимой Ракетно–космической корпорацией «Энергия» имени С.П. Королёва (г. Королев, 2014); Х Всероссийской научно–технической конференции «Проблемы машиноведения: Трибология – машиностроению» (Москва, 2014), Международной конференции «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций» (г. Томск, 2015); Международной конференции с элементами научной школы для молодежи «Физическое материаловедение» (г. Тольятти, 2016); Международной конференции «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций» (г. Томск, 2017).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 12 научных работ в рецензируемых научных журналах, сборниках и трудах конференций, из них 5 статей, входящих в перечень журналов из списка ВАК. В базе данных Web of Science и Scopus представлено 5 публикаций.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, пяти разделов, заключения и основных выводов, списка литературы из 167 наименований, 2-х приложений, всего 129 страниц машинописного текста, в том числе 63 рисунка и 8 таблиц.

Технологии соединения алюминиево–магниевых сплавов

Для изготовления конструкций из листового проката алюминиево– магниевых наиболее широко применяются сварочные технологии, однако процесс сварки этих сплавов имеет свои трудности, связанные со свойствами алюминия. При сварке в жидкой фазе (сварка плавлением) для обеспечения высокого качества сварного соединения выполняют ряд предварительных операций: подогрев начальных участков шва до 100–1500С с целью замедления кристаллизации сварочной ванны и уменьшения пористости металла, которая является основным дефектом сварных соединений алюминиевых сплавов, полученных этим способом [10,11]. Алюминиевые сплавы при сварке плавлением также склонны к образованию горячих трещин, а коррозионная стойкость сварных соединений из таких сплавов очень низкая. Это происходит вследствие формирования столбчатой структуры сварного шва и выделения по границам зерен легкоплавких эвтектик.

На сегодняшний день ведется большое количество исследований, направленных на поиск новых технологических решений в области технологии сварки плавлением. Одним из них является способ электронно–лучевой сварки, основанной на колебательном перемещении электронного луча в окрестности центра сварки [12]. В результате такого воздействия электронного луча усиливается дегазация металла ванны, что способствует уменьшению пористости шва и других дефектов сварки [13,14]. Электронно–лучевой сваркой изготовляют детали из алюминиевых и титановых сплавов, высоколегированных сталей. Металлы и сплавы подвергаются сварке в однородных и разнородных комбинациях при разных толщинах пластин. К несомненным преимуществам электронно–лучевой сварки относится возможность получения очень узкого с глубоким проплавлением шва, что обеспечивает значительную экономию металла, а основным недостатком является образование несплавлений, полых отверстий в корне шва при сваривании металлов с высокой теплопроводностью, а также в швах с большим отношением глубины к ширине [15,16]. Однако главным препятствием широкого использования этого способа сварки в промышленности является необходимость создания вакуумного пространства в рабочей камере.

С 90–х годов прошлого столетия в зарубежной и отечественной промышленности началось активное внедрение новых видов сварки плавлением с ограниченным тепловложением, один из таких способов получил название «лазерной сварки». Впервые лазерная сварка нашла применение в судостроительной отрасли при сварке конструкционных сталей [17], а с начала 2000–х годов и в авиакосмической и автомобильной отраслях при сварке легких сплавов [18]. Это было обусловлено необходимостью решения задачи по снижению массы летательных аппаратов и улучшению конструкций автомобилей при сохранении прочности сварных соединений. Большое значение для активизации работ по промышленному внедрению лазерных технологий в зарубежную и отечественную промышленность имел научный потенциал фундаментальных работ российских ученых, выполненных еще в 70–х годах прошлого столетия и последующее время [19–22]. К их числу них относятся и работы по возможности применения для сварки СО2 – лазеров, обладающих широким диапазоном регулирования мощности как в импульсном, так и непрерывном режиме работы [23]. СO2 – лазеры (углекислотные лазеры) – это лазеры на газовых смесях, в которых усиление света происходит за счет колебательных переходов в молекулах углекислого газа СО2. Эффективность таких лазеров достаточно высока, они способны генерировать излучение высокого качества с мощностью в несколько киловатт.

При лазерной сварке имеет место частичное расплавление материала в зоне стыка в типичном режиме температурного цикла с быстрым подъемом до температуры плавления и дальнейшим охлаждением. В связи с этим в прилегающих к зоне плавления областях (зоне термического влияния) наблюдаются различные структурные превращения. Размер зоны зависит от параметров сварочного процесса, химического состава и толщины свариваемого материала (рисунок 1.3).

В процессе так называемой «глубокой сварки» при высоких плотностях мощности характерно образование в расплавленном металле паровых каналов. Внутри этих капилляров, получивших название «keyhole» [24], лазерный луч может многократно отражаться и поглощаться, благодаря чему излучаемая мощность эффективно поступает в изделие. Внутри капилляра имеет место процесс парообразования расплавленного металла, вследствие чего при неправильном выборе режима сварки флуктуации капилляров могут приводить к их периодическим сужениям. Из–за этих сужений затрудняется течение паров металла и образуются заполненные парами или защитным газом поровые пространства или технологические поры (рисунок 1.4).

Кроме так называемых технологических пор при сварке алюминиевых сплавов образуются водородные поры вследствие повышенной растворимости водорода в жидком алюминии. Далее в процессе охлаждения ванны расплава избыток водорода выделяется в виде газовых пузырей. Из–за высокой скорости кристаллизации алюминия полной дегазации не происходит, газовые пузыри сосредотачиваются перед фронтом кристаллизации и остаются в шве в виде пор [25]. По сравнению с технологическими порами водородные поры более мелкие (рисунок 1.5). Из–за большого объема сварочной ванны, высокой теплопроводности и жидкотекучести алюминия опасность образования пор в сварном шве алюминиевых сплавов выше, чем при сварке сталей.

Другим видом характерного дефекта сварного шва алюминиевых сплавов являются горячие или кристаллизационные трещины. Их возникновение связано со скоростью кристаллизации сварочной ванны. В ряде работ, посвященных этой проблеме, было показано, что они возникают вследствие усадочных напряжений во время процесса затвердевания сварочной ванны. Так, в работе [27] сделан вывод о том, что данный дефект образуется вследствие локализации растягивающих напряжений в пленке остаточного расплава (рисунок 1.6).Взаимосвязь между склонностью к образованию кристаллизационных трещин и химическим составом свариваемых алюминиевых сплавов была установлена ранее в работe [28]. Авторы этой работы показали, что для алюминиевых сплавов серии 6000 вероятность появления кристаллизационных трещин возрастает при содержании кремния выше 2 % вес. Для снижения опасности образования трещин было рекомендовано добиваться равномерного распределения этого элемента в ванне расплава, особенно в зоне фронта кристаллизации. В дальнейшем эти рекомендации по гомогенизации состава сварочной ванны были реализованы вначале способом введения легирующих элементов непосредственно в ванну расплава – присадки в виде проволоки. Это позволило наряду с металлургическим влиянием на расплав получить и некоторые технологические преимущества. Так, в работе [29] было предложено с помощью спектрального анализа паров металла, выделяющегося при сварке, выбирать состав присадочной проволоки и тем самым предупреждать опасность образования трещин.

В настоящее время существует достаточно много способов достижения однородности распределения легирующих элементов в сварочной ванне: воздействие токами высокой частоты, магнитными полями, ультразвуком и т.д. При лазерной сварке алюминиевых сплавов хороший эффект получен при гомогенизации расплава низкочастотным магнитным полем [30]. Но, несмотря на достигнутые успехи, полного понимания механизмов взаимосвязи между нестационарным течением ванны расплава при лазерной сварке и параметрами воздействия на него внешних энергетических источников не существует.

С целью исключения структурных дефектов сварного шва, неизбежно возникающих при сварке плавлением, в настоящее время активно разрабатываются и внедряются новые способы сварки – сварка в твердой фазе [31–33]. Такие технологии позволяют успешно сваривать широко используемые в промышленности металлы и сплавы, прежде всего сплавы алюминия, основным потребителем которых является авиа– и ракетостроение. Наиболее перспективным направлением в развитии таких технологий является разработка способа сварки трением с перемешиванием на основе представлений о процессах, происходящих при пластической деформации и трении металлов [34].

Механические и технологические испытания сварных соединений

Проведенные в данном разделе виды испытаний сварных образцов были направлены как на установление соответствия полученных сварных соединений требованиям качества (испытания на растяжение), так и на определение способности материала деформироваться под воздействием приложенной нагрузки (испытания на статический изгиб). Способность металла сварного соединения выдерживать заданную пластическую деформацию характеризовалась углом изгиба до образования первой трещины в зоне деформации. Перед началом испытаний у всех образцов были проведены измерения твердости с помощью микротвердомера ПМТ–3 при нагрузке 50 г. В таблице 3.3 приведены результаты измерений твердости и испытаний на статическое растяжение.

Результаты испытаний на статическое растяжение показали, что образцы, сваренные в защитной смеси газов аргона и гелия, разрушались при более высокой нагрузке, при этом твердость их была сопоставима с твердостью образцов, сваренных в защитной среде аргона. Сравнение диаграмм растяжения (рисунок 3.10) показало, что образцы, сваренные в разных газовых атмосферах, деформируются пластически. Как следует из представленных результатов испытаний, при более высоком значении прочности пластичность образцов, полученных лазерной сваркой в среде аргона и гелия, 2,5 раза выше, чем у образцов, сваренных в среде аргона. Полученный результат можно объяснить заметным снижением количества технологических пор в сварных соединениях, полученных в смеси газов аргона и гелия.

Внешним осмотром зоны разрушения образцов после испытаний на растяжение установлено, что все образцы разрушились по зоне сварного шва. Изучение поверхности разрушения образцов после испытаний на растяжение показало, что в изломе образцов, сваренных в защитной среде аргона, количество крупных пор заметно преобладало. При этом общий характер разрушения был вязкий (рисунок 3.11).

Таким образом, образцы неразъемных соединений алюминиево– магниевого сплава АМг5 толщиной 3,0 мм, полученные методом лазерной сварки в защитной среде аргона, продемонстрировали среднее значение временного сопротивления при статическом растяжении 71,4%, а полученные в защитной среде смеси газов аргона и гелия 83,1%, от предела прочности основного металла.

Проведенные механические испытания образцов алюминиевого сплава АМг5 полученных лазерной сваркой в среде аргона и в среде смеси этих газов на статический изгиб, показали, что для всех исследованных образцов характерны низкие значения угла изгиба. Для образцов, сваренных в защитной атмосфере аргона, значения угла изгиба не превысили 32,9 градусов, для образцов, сваренных в защитной атмосфере гелия и аргона, значения угла изгиба составили 46,0 градусов, в то время как испытания основного металла показали, что алюминиевый сплав АМг5 деформируется без разрушения до угла загиба порядка 150,0 градусов.

Пример внешнего вида образцов после механических испытаний на изгиб приведен на рисунке 3.12.

Анализ деформационных кривых показал, что деформация образцов при этом виде испытания (рисунок 3.13) происходит достаточно однородно и в две стадии. По достижения предела прочности происходило образование магистральной трещины и разрушение образца. Разрушение начиналось в зоне сварного шва, что с большой вероятностью обусловлено наличием пор в его структуре.

Особенности структурообразования алюминиево–магниевого сплава АМг5 при сварке трением с перемешиванием

Для получения представления о механизме трансформации исходной зеренной структуры алюминиево–магниевого сплава в деформированную при сварке способом трения с перемешиванием последовательно изучали микроструктуру исходного материала и микроструктуру в зоне сварного соединения. Следует отметить, что проведение аналогии между существующими данными о структурообразовании материала при других видах интенсивной пластической деформации и при сварке трением с перемешиванием представляется весьма затруднительным из–за своеобразия и сложности механизма протекания пластической деформации при СТП. В частности, неясно, каким образом сдвиг металла сопряжённых пластин охватывает достаточно большой объем материала около вращающегося инструмента, создавая широкую полосу деформированного металла сварного соединения.

По некоторым данным эта деформация является гомогенной, сопровождается перемешиванием вещества, включая пленки поверхностных окислов и адсорбированные атомы из окружающего пространства. Об этом свидетельствует вихреобразная структура металла шва, представленная на рисунке 4.6. Диаметр зоны сварного шва переменный и зависит от расстояния до плеча инструмента, но поскольку размер плеча значительно превышает диаметр штифта, то тепловыделение при трении плеча и поверхности свариваемых пластин охватывает область большего диаметра, чем диаметр нижележащей зоны. Это и приводит к образованию деформированной области, имеющей форму гриба с вихреобразной структурой. Объяснение этому явлению следует искать в распределении тепловых потоков вблизи инструмента и характере пластического течения материала, так как сам процесс сварки трением с перемешиванием сильно зависит от тепловыделения и теплового потока. За счет адгезионного взаимодействия инструмента и алюминиевого сплава осуществляется перемещение свариваемого материала вращающимся штифтом. Трение и пластическое деформирование алюминиевого сплава обеспечивают выделение тепла, достаточного для пластифицирования металла и перемещения его с наступающей стороны в направлении отступающей стороны. Следует отметить, что на тепловые потоки и массоперенос оказывает влияние материал и форма инструмента, параметры сварки и свойства свариваемого материала, поэтому распределение температуры и массоперенос могут быть достаточно сложными.

Анализ особенностей структуры сварного шва показал, что она представляет собой чередование слоев материала примерно одинаковой толщины (0,3–0,5 мкм), ориентированных в направлении приложенной деформации. На рисунке 4.6 (в, г) хорошо различимы элементы слоистой или «луковичной» структуры, полученной при сварке трением с перемешиванием.

Механизм образования слоистой структуры так же, как и при трении скольжения, тесно связан с градиентом температуры в поверхностном слое деформируемого материала и может быть рассмотрен на основе представлений о вихревом характере пластического течения [95, 124]. В работе [95] было показано, что такие структуры образуются при трении скольжения в результате конкуренции двух процессов – разупрочнения при фрикционном нагреве и упрочнения, вызванного пластическим деформированием. Особенностью данного процесса является его периодический характер.

Для выявления общих закономерностей формирования зеренно–субзеренной структуры при СТП проводились прямые структурные наблюдения и сравнительный анализ размеров зерна металла исходных свариваемых пластин и в зоне ядра сварного соединения. Измерения размеров зерна выполнялись методами оптической металлографии, растровой электронной микроскопии и просвечивающей электронной микроскопии в зависимости от величины объекта измерения.

Средний размер зерна (dср) и погрешность измерений рассчитывали согласно [126, 127].

Как следует из рисунков 4.7 и 4.8, структура сплава в состоянии поставки состояла из зерен, частично деформированных в направлении проката, при этом удлинение зерен более выражено у пластин меньшей толщины. Величина среднего зерна у пластин, толщиной 5,0 мм составила (21±3) мкм, а у пластин толщиной 8,0 мм - (25±3) мкм.

Аналогичные расчеты среднего размера были проведены для материала этих пластин, сваренных способом СТП. Измерения проводились в центре (ядре) сварного шва, где сформировалась равноосная мелкозернистая структура. Для расчетов применялась вышеописанная методика, измерения размеров зерен выполнялись с помощью лазерно-конфокального микроскопа LEXT4000. Микроструктура и гистограммы распределения зерен по размерам для пластин толщиной 5,0 мм и 8,0 мм представлены на рисунках 4.9 - 4.10.

Проведенные расчеты среднего размера зерна в ядре шва сваренных пластин разной толщины показали, что его величина в обоих случаях составила (5,3±1,6) мкм.

Полученные результаты металлографического структурного анализа показали, что при сварке пластин сплава АМг5 разной толщины в ядре сварного шва сформировалась мелкозернистая структура с одинаковым размером зерна. Границы зерен в разной степени были декорированы выделениями твердых частиц (оксидов).

Как следует из полученных результатов, средний размер зерна уменьшился в 4 – 5 раз по сравнению с исходной зеренной структурой сплава. Образование такой структуры можно объяснить интенсивным термомеханическим воздействием при трении вращающегося инструмента и реализацией при этих условиях динамической рекристаллизации. Следует отметить, что по этому вопросу среди исследователей единого мнения не существует. Одним из важных доказательств протекания процесса динамической рекристаллизации является определение угла разориентировки сформировавшихся зеренных границ, дающее достоверное представление о том, к какому типу эти границы относятся – к большеугловым или малоугловым. Принято считать, что к большеугловым границам, характерным для рекристаллизованного зерна, относятся границы, угол разориентировки которых превышает 150.

Для определения угла разориентировки зерен в этой зоне сварного шва применили метод дифракции обратно-рассеянных электронов (EBSD), позволяющий определить углы ориентации с точностью 20. По полученным данным средний размер зерна в этой зоне сварного шва составил 4,7 мкм, что хорошо согласуется с вышеприведенными результатами оптической металлографии. Из обратной полюсной фигуры с нанесенными большеугловыми и малоугловыми границами видно, что большинство границ зерен являются большеугловыми, (рисунок 4.12(а)).

Из анализа распределения границ по углам разориентации, результаты которого представлены на рисунок 4.12(б), следует, что характер распределения близок к случайному распределению границ в кубическом кристалле (распределение Макензи) [130], что также характерно для структур, в которых прошла рекристаллизация. Полученные данные в целом согласуются с результатами работы [129], в которой аналогичные структурные исследования проведены на пластинах алюминиевого сплава близкой толщины (3,75 мм).

Из полученных результатов следует, что доля границ с малыми углами разориентировки (малоугловые границы) составила примерно 15 % от общего числа границ, что позволяет заключить, что данная структура сформирована главным образом равноосными зернами с большеугловыми границами. Средний размер зерна хорошо коррелирует с данными, полученными методом оптической микроскопии в этой зоне сварного шва.

Для сравнения полученных данных аналогичные исследования зеренно– субзеренной структуры были проведены и на участке материала, значительно удаленном от зоны сварного шва. На рисунке 4.13 приведены результаты этих исследований.

Анализ материала вне зоны термического влияния показал наличие признаков деформированной структуры: зерна вытянуты вдоль направления проката, значительную долю (до 40%) составляют малоугловые границы. Полученные результаты подтверждают данные оптической микроскопии, приведенные выше для исходного материала.

Механические испытания сварных соединений

Образцы для испытаний на статическое растяжение сварных соединений исследованного алюминиево–магниевого были изготовлены согласно требованиям ГОСТ 6996–66. Результаты испытаний образцов сплава АМг5 в исходном состоянии и после сварки по указанным режимам на статическое растяжение, а также рассчитанный коэффициент прочности сварных соединений и виды дефектов приведены в таблице 5.2.

Вид образцов после испытаний показан на рисунке 5.4(а), из которого видно, что образцы разрушались в зоне термомеханического влияния, так как согласно авторам работы [39] ЗТМВ технически относится ко всей деформируемой области и часто используется для описания любой зоны сварного шва, полученного при СТП. Далее будет показано, что распространение трещины в сварном шве при статическом растяжении образцов, полученных при СТП, зависит от наличия дефектов в сварном шве и присутствия явно выраженной линии стыка, сохранившейся в шве из–за некоторого смещения инструмента при поступательном движении.

Последнее обусловливает образование трещины при растяжении в корне шва (рисунок 5.4(б)).

Результаты испытаний образцов сплава в исходном состоянии и после сварки по указанным режимам, а также рассчитанный коэффициент прочности сварных соединений и вид обнаруженного дефекта приведены в таблице 5.2.

Из таблицы следует, что коэффициенты прочности сварных соединений и величина временного сопротивления для пластин, толщиной 5,0 мм, сваренных по режимам 2–3, и по режиму 7 для пластин, толщиной 8,0 мм, были близки к свойствам исходного материала. Разрушение этих образцов происходило в зоне термомеханического влияния на «отступающей» стороне по линии стыка. На рисунке 5.5 показан характерный вид поверхности разрушения после испытаний на статическое растяжение и приведена фрактограмма поверхности излома этих образцов. Из полученных результатов следует, что процесс разрушения проходил в два этапа – раскрытие материала по линии стыка в нижней части сварного шва с последующим доломом остального объема материала.

В структуре образцов, сварка которых была выполнена с самыми высокими значениями частоты вращения инструмента (режимы 1, 5 и 6) наблюдали дефекты сварки, получившие в англоязычной литературе название «wormhole» или «червоточина» [44, 154]. Это наиболее часто встречающийся тип дефекта при сварке трением с перемешиванием имеет вид несплошности на наступающей стороне шва и возникает, предположительно, вследствие чрезмерно высокой скорости поступательного движения инструмента относительно заготовки, когда увлекаемый инструментом слой металла не успевает заполнять пространство позади этого инструмента. В пластинах большей толщины этот дефект проявился наиболее масштабно: у образцов толщиной 5,0 мм дефект «wormhole» располагается вблизи поверхности, в то время как у образцов, толщиной 8,0 мм, дефект распространился на значительную часть сечения образца (рисунок 5.6(б)), глубина залегания дефекта составила 1800 мкм и 2160 мкм соответственно. Протяженность дефекта заметно повлияла на показатель прочности сварного соединения, это следует из результатов испытаний образцов, сваренных по режимам 1 и 6, приведенных в таблице 5.2. Можно предположить, что при воздействии динамических нагрузок снижение прочности будет более заметным, поскольку в этих условиях дефект будет активно играть роль концентратора напряжений.

При снижении скорости подачи инструмента до 300–400 мм/мин дефект не обнаруживался, что отмечено и в работе [155].

Послойный металлографический анализ показал, что дефект расположен в ядре шва, справа по ходу движения инструмента, на границе с основным материалом. Он представляет собой квазипериодическую пористую структуру с периодом, близким к периоду кольцевой структуры на лицевой стороне шва (рисунок 5.7(a–г)). Поры ориентированы вдоль линий пластического течения материала и представляют собой микропустоты неправильной формы (рисунок 5.7(a–г)).Присутствие такого рода дефекта не только влияет на снижение прочности при статическом растяжении сварного соединения, но можно предположить, что произойдет снижение усталостной долговечности, поскольку в этих условиях вышеописанный поверхностный дефект будет играть роль концентратора напряжений и приводить к формированию усталостной трещины материала в зоне сварки [156].

Повышение частоты вращения инструмента и заметное уменьшение силы прижима свариваемых листов (режим 4 при сварке пластин толщиной 5,0 мм) привело к появлению нового вида дефекта, описанного в литературе как «Lazy S» или линия стыка в прикорневой зоне сварного шва (рисунок 5.9). Образцы, сваренные по этому режиму, при испытании на растяжение показали самые низкие значения прочности (см. таблица 5.2) вследствие существенного снижения эффективного сечения материала в сварном соединении. Возникновение этого вида дефекта также связывают с неправильным выбором основных параметров сварки, например, в работах [157, 158] отмечено, что подобный дефект наблюдался при сварке с повышенной частотой вращения инструмента в сочетании с недостаточной силой прижима свариваемых пластин. Он хорошо проявляется при визуальном осмотре вследствие наличия оксидной пленки, а также других загрязнений, которые присутствовали на кромках соединяемых пластин перед началом сварки. Вышеописанный дефект, известный по ряду публикаций [157–161], считается наиболее опасным из–за своей значительной протяженности по длине сварного шва, что обусловливает затем потерю несущей способности конструкций и быстрое ее разрушение.

Форма стыковой линии хорошо обнаруживается на металлографических шлифах при слабом травлении, при статическом растяжении образцов с таким дефектом поверхность разрыва материала повторяет ее очертания (рисунок 5.9, а,б). При изучении поверхности разрыва методом растровой электронной микроскопии видны слои луковичной структуры сварного шва (рисунок 5.9, в, г).

Очевидно, что ширина полос луковичной структуры должна оказывать заметное влияние на траекторию распространения трещины. Металлографические исследования образцов, полученных при сварке трением с перемешиванием, показали, что при статическом растяжении начальная трещина образуется в корне шва на линии стыка и распространяется вдоль нее, до тех пор, пока направление линии стыка не совпадет с направлением растяжения. Дальнейшее разрушение осуществляется в направлении максимальных касательных напряжений. Таким образом, наличие линии стыка является причиной разрушения образцов при низких растягивающих напряжениях.

В работе [160] показано, что «линия стыка» обусловлена наличием оксидного слоя на начальной поверхности торца, который деформируется в результате течения материала при воздействии инструмента. Выделение тепла при сварке трением с перемешиванием снижается с уменьшением скорости вращения инструмента и увеличением скорости сварки. Низкое выделение тепла оказывается недостаточным для разрушения оксидного слоя во время сварки трением с перемешиванием [162].

Как было показано в [159, 160], появление дефектов типа «червоточина» и пустот связано с особым механизмом формирования сварного шва и его вихреобразной структуры. При малом тепловложении нарушается непрерывность потока пластифицированного металла, а в шве образуются внутренние, не заполненные металлом полости. По данным работы [163] дефекты в виде пустот образуются также из–за чрезмерного тепловыделения при высокой частоте вращения и низкой скорости сварки, когда увлекаемый инструментом слой металла не успевает заполнять пространство позади этого инструмента. Различия в степени деформирования разных объемов свариваемого материала и приводят к образованию подобного рода дефектов и, чем выше частота вращения инструмента, тем наиболее масштабно проявление опасных дефектов.