eng
Выпуск #4/2019
А. Г. Маликов, А. М. Оришич
Получение высокопрочных лазерных сварных соединений алюминиевых сплавов авиационного назначения
Получение высокопрочных лазерных сварных соединений алюминиевых сплавов авиационного назначения
Просмотры: 2891
В работе проведены экспериментальные исследования лазерной сварки алюминиевых сплавов авиационного назначения. Для повышения механических свойств, сварных швов, был применен комплексный подход, включающий лазерную сварку в оптимальном режиме и пост обработку (закалка, промежуточная пластическая деформация, искусственное старение) сваренных швов. Впервые проведено комплексное сравнительное исследование влияния термической обработки на широкий напор параметров сварных швов и основных сплавов марки А5М, АМг6, 1420, 1424 и 1441 и В‑1469. Для всех этапов термообработки определено влияние химического состава сплава, на прочность и микроструктуру сварного шва.
В результате выполнения работы разработана комплексная технология создания неразъемных соединений современных высокопрочных, термически упрочняемых алюминиевых сплавов, которая включает лазерную сварки и последующую специальную термическую обработку образцов. Найдены оптимальные режимы лазерной сварки, обеспечивающие получение сварных швов без дефектов в виде открытой пористости, подрезов, трещин в сварном шве и околошовной зоне. Проведена оптимизация постобработки сварных соединений, полученных при оптимальных режимах лазерной сварки, на основе термообработки (закалка + искусственное старение). Показана возможность, изменяя режимы термообработки управлять механическими параметрами создаваемых неразъемных соединений: прочностью и пластичность образцов.
Впервые для сварных соединений полученных с помощью лазерной сварки и оптимальной постобработки для алюминиево-литиевых термической обрабатываемых сплавов достигнуты механические характеристики сравнимые со значением для сплава в состоянии поставки.
DOI: 10.22184/1993-7296.FRos.2019.13.4.356.366
В результате выполнения работы разработана комплексная технология создания неразъемных соединений современных высокопрочных, термически упрочняемых алюминиевых сплавов, которая включает лазерную сварки и последующую специальную термическую обработку образцов. Найдены оптимальные режимы лазерной сварки, обеспечивающие получение сварных швов без дефектов в виде открытой пористости, подрезов, трещин в сварном шве и околошовной зоне. Проведена оптимизация постобработки сварных соединений, полученных при оптимальных режимах лазерной сварки, на основе термообработки (закалка + искусственное старение). Показана возможность, изменяя режимы термообработки управлять механическими параметрами создаваемых неразъемных соединений: прочностью и пластичность образцов.
Впервые для сварных соединений полученных с помощью лазерной сварки и оптимальной постобработки для алюминиево-литиевых термической обрабатываемых сплавов достигнуты механические характеристики сравнимые со значением для сплава в состоянии поставки.
DOI: 10.22184/1993-7296.FRos.2019.13.4.356.366
Теги: aluminum alloys laser welding strength microstructure lasers & laser systems алюминиевые сплавы лазерная сварка прочность микроструктура
Найдены оптимальные режимы лазерной сварки, обеспечивающие получение сварных швов без дефектов в виде открытой пористости, подрезов, трещин в сварном шве и околошовной зоне. Оптимизация режимов термической обработки термоупрочняемых алюминиевых сплавов систем Al-Mg-Li и Al-Cu-Li позволила создать образцы неразъемных соединений с механическими характеристиками, близкими или равными исходному сплаву в состоянии поставки. Приведены основные параметры для исследованных сплавов.
Введение
В настоящее время при создании авиационно-космической техники идет внедрение новых современных высокопрочных алюминиевых сплавов.
Созданы новые высокопрочные термически упрочняемые, деформируемые сплавы различных систем, например: Al-Mg-Li, Al-Cu-Mg-Li, Al-Cu-Li, Al-Mg. Высокими механическими характеристиками обладают сплавы системы Al-Cu-Li, сплавы системы Al-Mg-Li обладают средней прочностью, являются сверхлегкими и коррозионностойкими [1–3]. Также в авиастроении широко распространен сплав АМг6, который обладает хорошей коррозионной стойкостью, хорошо обрабатывается резаньем и давлением.
С целью замены заклепочного соединения и снижения тем самым веса конструкции активно разрабатываются технологии сварки данных сплавов различными способами: сварка трением с перемешиванием, лазерная сварка, лазерная сварка с присадочной проволокой, электронно-лучевая сварка, сварка плавящимся и неплавящимся электродом.
Одним из перспективных способов сварки является лазерная сварка. К ее преимуществам можно отнести форму сварного шва и хорошее проникновение сфокусированного лазерного излучения за счет высокой плотности энергии, что обеспечивает тем самым возникновение режима кинжального проплавления, высокую точность, высокую скорость сварки, низкую теплоотдачу, высокую гибкость и возможность автоматизации.
Лазерная сварка перспективных термоупрочняемых алюминиевых сплавов для применения их в сварных конструкциях вызывает определенные трудности. Сварные соединения этих сплавов, полученные сваркой плавлением, имеют низкие механические свойства. Прочность сварного соединения на разрыв составляет 0,6–0,85 от прочности основного материала. В то же время можно считать установленным, что для увеличения прочности сварного шва термоупрочняемых алюминиевых сплавов необходимо проводить дополнительную механическую и термическую обработку шва [4–7].
В качестве алюминиевых сплавов выбраны следующие сплавы: А5М, АМг6, 1420; 1424, 1441, В‑1461, В‑1469. Необходимо отметить появление дополнительной сложности, обусловленной тем, что не только шов подвергается процессу термической обработки, но и весь образец, т. е. и основной сплав. В этом случае основной сплав разупрочняется при отжиге и его механические характеристики должны быть восстановлены в процессе дальнейшей термической обработки.
В данной работе в продолжение работ [4–6] для повышения механических свойств сварных швов был применен комплексный подход, включающий лазерную сварку в оптимальном режиме и пост обработку (закалка, промежуточная пластическая деформация, искусственное старение) сваренных швов. Впервые проведено комплексное сравнительное исследование влияния термической обработки на широкий напор параметров сварных швов и основных сплавов марки А5М, АМг6, 1420, 1424 и 1441 и В‑1469 и соответственно систем: Al, Al-Mg, Al-Mg-Li Al-Cu-Mg-Li и Al-Cu-Li. Для всех этапов термообработки определено влияние химического состава сплава, т. е. основных легирующих элементов Mg и Cu, на прочность и микроструктуру, полученную с применением оптической и электронной микроскопии, распределение химических элементов и фазового состава с помощью рентгенофазового анализа.
Методика и методы исследований
Лазерная сварка (ЛС) алюминиевых сплавов толщиной 1,6 мм осуществлялась на автоматизированном лазерном технологическом комплексе «Сибирь‑1», разработанном в ИТПМ СО РАН. Лазерное излучение фокусировалось на поверхности сплава с помощью ZnSe-линзы с фокусным расстоянием 254 мм. Для защиты сварного шва использовался инертный газ (гелий). Оксидная пленка устранялась с помощью химического фрезерования на толщину 0,15–0,20 мм. Непосредственно перед сваркой кромки образцов зачищались до блеска с помощью металлического шабера.
Прочность сварных соединений измерялась на машине Zwick / Roell Z100. Поскольку в сварном образце деформация существенно неоднородна по длине, то для сравнения деформирования образцов использовалось относительное удлинение рабочей части (его определяли по перемещению подвижной траверсы). Макро- и микроструктура сварных швов исследованы на оптическом микроскопе Olympus LEXT OLS3000. Определение химического состава сварного шва и основного сплава проводилось на сканирующем электронном микроскопе EVO MA 15 (Carl Zeiss, Германия) и энергодисперсионном рентгеновском спектрометре (Oxford Instruments X–Max 80 mm2, Великобритания). Термообработку производили в камерной печи Carbolite. Подготовка шлифов образцов осуществлялась на автоматических отрезных и полировальных машинах пробоподготовки.
Изучение фазового состава полученных образцов проводили методом порошковой рентгеновской дифракции. Дифрактограммы регистрировали в двух режимах: на отражение (дифрактометр D8 Advance) и на просвет, который осуществляли на станции Сибирского Центра синхротронного излучения ВЭПП 3 «Diffractometry with the energy of 33,7 keV».
На первоначальном этапе были определены оптимальные режимы лазерной сварки для листов алюминиевого сплава толщиной 1–2 мм, при котором не наблюдалось внешних дефектов швов в виде непроваров пор и трещин. Диапазон мощности излучения составил 2–3,5 кВт, скорость перемещения излучения 0,6–4 м / мин., заглубление фокуса от верхней границы 1–2 мм внутрь – режим кинжального проплавления.
По завершении процесса сварки, все образцы отправлялись на нарезку. Образцы для испытаний на прочность изготавливались согласно ГОСТ 1497-84.
Часть гантелей подвергалась термообработке: закалке в воде или закалке в воде и искусственному старению – при различных режимах. Нагрев перед закалкой составлял в интервале температур 300–550 °C, искусственное старение в интервале температур 100–220 °C.
Исследовалось влияние каждой термической процедуры на изменение механических характеристик, микроструктуры, распределения элементов. Для сравнения влияния термообработки на прочностные свойства сплава и шва образцы основного сплава без сварного шва также подверглись термообработке.
Основные результаты экспериментов
Лазерная сварка. На рис. 1 представлена прочность образцов со сварным соединением и без термически неупрочненного сплава А5М. Прочность образцов в пределах статистического разброса равна исходной прочности сплава (в широком диапазоне изменения скорости движения лазерного луча).
На рис. 2 представлены зависимости напряжения от деформации для сплава AMg6, 1424 и сварного шва. Как видно из рис. 2, для сплава AMg6 получаются равнопрочные сварные соединения, отношение предела прочности на разрыв сварного соединения по отношению к основному сплаву составляет 0,95. Для сплава 1424 предел прочности сварного соединения составляет 0,8 от прочности основного сплава. Этот результат характеризует принципиальное различие термически упрочняемых сплавов от термически неупрочняемых. Для упрочненных сплавов ситуация совершенно иная: прочность существенно падает, а механизм зависит от метода упрочнения, будь то термическое или механическое упрочнение. В таблице 1 приведены основные механические характеристики образцов со сварным швом и без сварного шва исследованных термоупрочняемых сплавов, где σв0 – предел прочности, σ0.2 – предел текучести, δ – пластичности. Использованы обозначения k1,2,3 – отношение данных величин сварной шов / исходный сплав соответственно.
Причина столь резкого снижения прочности обусловлена особенностями структуры материала. Результаты РФА показывают, что основой твердого раствора исходных термически упрочняемых сплавов является фаза α1-Al с кубической структурой Fm3m, с включением в зависимости от химического состава легирующих элементов основных упрочняющих интерметаллидных фаз: δ′(Al3Li) и тройных фаз T1 (Al2CuLi) и S1(Al2MgLi).
В процессе сварки происходит принципиальное изменение микроструктуры материала в сварном шве. На рис. 3 и 4 представлены типичные фотографии шлифов поперечного сечения сварного шва и основного сплава образцов, полученные с помощью растрового электронного микроскопа в режиме обратно-рассеянных электронов. Изображения шлифов получены после травления. Неравномерное травление поверхности шлифа свидетельствует о неравномерности распределения основных легирующих элементов в дендритных ячейках.
Отметим наличие как общих закономерностей в изменении микроструктуры и механических характеристик систем Al-Mg-Li, (сплав 1424) и Al-Cu-Li (сплав 1469) при формировании сварного шва, так и наличие специфических особенностей, обусловленных различием взаимодействия легирующих элементов Mg и Cu с твердым раствором Al. Общим является снижение прочности сварного шва до уровня 0,55–0,75 от прочности исходного сплава (см. табл. 1) и формирование внутри шва большого числа агломератов, т. е. областей концентрации легирующих элементов. Данное обстоятельство может быть обусловлено неравновесной кристаллизацией с выделением легирующих элементов интерметаллидных фаз. При реализованных скоростях охлаждения сварного шва, диффузия в твердой фазе не успевает пройти, в то время как в жидкости она может быть довольно полной, т. е. состав выделившихся из жидкости кристаллов далее изменяется слабо. Их состав в основном определяется составом жидкой фазы в тот момент, когда они образовались. В этом случае кристаллизация начинается при максимальной температуре Ti с выделением кристаллов состава αi-Al, содержащим легирующие элементы, максимально повышающие температуру плавления-кристаллизации. По мере понижения температуры начинается кристаллизация с выделением кристаллов αj-Al, определяемым остаточным составом жидкого металла. В результате в системах эвтектического и перитектического типов при таких условиях кристаллизации образуются аномально пересыщенные твердые растворы легирующих элементов, и примеси неравномерно распределяются по объему дендритов твердого раствора [8]. Кроме этого, в литом металле могут присутствовать фазы, входящие в неравновесные эвтектики, и первичные интерметаллиды.
Для системы Al-Mg-Li результаты РФА (рис. 5) показывают, что основой твердого раствора исходного сплава является фаза a1-Al с кубической структурой Fm3m, с включением основной упрочняющей интерметаллидной фазы δ′(Al3Li) и тройной фазы S1(Al2MgLi), которая формирует цепочки темных агломератов, располагающихся преимущественно на границах дендритных зерен для сплава (см. рис. 4.b). Специальные измерения показали, что в твердом растворе сплава внутри дендритного зерна частицы размером порядка 25–60 нм являются δ′(Al3Li), а 100–300 нм – S1(Al2MgLi).
Процесс плавления в сварном шве разрушает микроструктуру исходного сплава. В процессе затвердевания расплава в сварном шва происходит формирование тройной фазы S1(Al2MgLi) в результате перитектической реакции, причем частицы этой фазы хаотически располагаются по твердому раствору (см. рис. 4 а). Фаза δ′(Al3Li) в сварном шве отсутствует (см. рис. 5), что обуславливает снижение прочности сварного шва (см. табл. 1).
Отмечено, что в результате выделения тройной фазы S1(Al2MgLi) происходит обеднение твердого раствора магнием, что приводит к снижению периода решетки.
Для системы Al-Cu-Li в процессе кристаллизации сварного шва периферийные зоны дендритных ветвей обогащены элементами, понижающими температуру плавления алюминия, в частности, медью. Кроме этого, в литом металле могут присутствовать фазы, входящие в неравновесные эвтектики, и при этом интерметаллидные фазы, взаимодействующие с алюминием по эвтектической реакции, располагаются по границам дендритных ячеек. В нашем случае формирование агломератов фазы Т1(Al2CuLi) на границах зерен сварного шва делает их контрастными (см. рис. 3). Диффузия меди из твердого раствора приводит к образованию ярко выраженной дендритной структуры со скоплением интерметаллидных частиц фазы Т1(Al2CuLi) на границе дендрита. Методом рентгеновской дифракции, в том числе с использованием синхротронного излучения, в сварном шве обнаружено большое число рефлексов фазы Т1(Al2CuLi) (рис. 6), что обуславливает высокую надежность идентификации фазы в шве. Именно диффузия меди из твердого раствора и, как следствие, локализация упрочняющей фазы Т1(Al2CuLi) на границе дендритных зерен обуславливает снижение прочности сварного шва сплава 1469 с 560 МПа для сплава до уровня 306 МПа для шва.
Постобработка в виде процесса закалки
Для достижения максимальной прочности термически упрочняемых сплавов необходимо с помощью регламентированных нагревов за счет растворения примесных фаз получить некоторую промежуточную неравновесную структуру, которая соответствует начальным стадиям распада пересыщенного твердого раствора, в процессе которого в твердом растворе формируются упрочняющие фазы.
После закалки в сплаве системы Al-Mg-Li произошло значительное растворение метастабильной S1(Al2MgLi) и частичное растворение упрочняющей фазы δ′(Al3Li) внутри дендрита (см. рис. 4г). Именно это обстоятельство обуславливает снижение прочности сплава после закалки с 512 МПа до 371 МПа. В сварном шве в результате закалки зарегистрировано значительное растворение метастабильной фазы S1(Al2MgLi) (см. рис. 4c). Упрочняющая фаза δ′(Al3Li) в нем практически отсутствует. Отметим, что количество фазы S1(Al2MgLi) в шве оказалось на уровне порога чувствительности используемого РФА метода, что обусловило регистрацию сигнала на уровне шума или даже отсутствие рефлекса этой фазы на рентгенограммах.
Легирующие компоненты, находящиеся в интерметаллидных фазах (в частности, в тройной фазе S1(Al2MgLi), полностью или частично растворялись в алюминии.
Таким образом, в результате закалки было сформировано предельно неравновесное состояние – пересыщенный твердый раствор легирующих элементов Mg и Li в алюминии. В сплаве и сварном шве удалось достичь выравнивания механических характеристик и получить, при оптимальной температуре закалки Т = 480–540 °С максимальную гомогенизацию состава всего образца.
Учитывая, что прочностные характеристики сварного шва без ТО и образцов после закалки близки (σв = 370–390 МПа), можно сделать вывод о слабом влиянии тройной фазы S1(Al2MgLi), на прочность, но при этом относительное удлинение возрастает. Данный вывод согласуется с работами [9–10], в которых также показано влияние S1(Al2MgLi) на относительное удлинение. Однако процесс закалки именно при высоких температурах Т = 480–540 °С необходим для создания во всем изделии (т. е. в шве и исходном сплаве) гомогенного перенасыщенного легирующими элементами твердого раствора, в котором в процессе старения эффективно формируется упрочняющая фаза δ′(Al3Li), что обуславливает существенный рост прочностных характеристик до уровня основного сплава.
Закалка образцов систем Al-Cu-Li также обуславливает выравнивание механических свойства сварного шва и исходного сплава. Прочность сплава после закалки уменьшается с 557 МПа до 385 МПа, однако в отличие от сплавов, легированных Mg, прочность шва, легированного Cu, возрастает с 306 МПа до 384 МПа, т.е в них протекают разнонаправленные процессы. В твердом растворе сплава происходит частичное растворение упрочняющих фаз, что проявляется в изменении микроструктуры (см. рис. 3). В то же время закалка приводит к гомогенизации и формированию пресыщенного твердого раствора в сварном шве. Концентрация меди в твердом растворе возрастает с 0,37 до 1,2% atomic%, что определяется растворением фазы Т1(Al2CuLi) в белых агломератах на границах дендритных зерен.
При гомогенизации легирующие элементы равномерно распределяются в твердом растворе, что в принципе открывает возможность формирования основных упрочняющих фаз T1(Al2CuLi), δ'(Al3Li) системы Al-Cu-Li. Для системы Al-Cu-Li проведение процедуры термообработки в виде закалки повышает предел прочности сварного шва на 80 МПа, что обусловлено, по-видимому, формированием в твердом растворе фазы T1(Al2CuLi) в виде частиц размером 10–30 нм, причем наноструктуры сварного шва и сплава после закалки стали практически одинаковы. Наличие фазы T1(Al2CuLi) после закалки подтверждается и измерениями дифракции на отражении (см. рис. 6).
Постобработка в виде процесса закалка и искусственное старение
Искусственное старение образцов сплава системы Al-Mg-Li позволяет обеспечить выделение основной упрочняющей интерметаллидной фазы δ′(Al3Li) как в шве, так и в сплаве, что подтверждается как РФА измерениями и регистрацией рефлексов этой фазы (см. рис. 5) и измерением структуры на наноуровне. При этом происходит локализация тройной фазы S1(Al2MgLi) на границе дендритных зерен, частичная в шве и практически полная в сплаве (см. рис. 4e, f).
Из приведенных на рис 7, 8 данных зависимости напряжения σ от деформации δ при растяжении видно существенное влияние искусственного старения как на прочность, так и на пластичность образцов для сплавов системы Al-Mg-Li. С ростом температуры старения от 120 до 170 °C увеличивается значения прочности σB от 420 до 495 МПа. Отметим, что прочность сварного шва составляла всего 330 МПа. При этом существенно понизилась пластичность материала. В режиме поставки относительное удлинение составляло δ = 18%, после закалки величина δ = 14% и после старения она уменьшалась с ростом температуры до уровня δ = 4%.
Таким образом, выбирая режим термообработки, можно получать образцы как с высокой пластичностью, так и с большой прочностью.
Оптимизация режимов термической обработки термоупрочняемых сплавов систем Al-Mg-Li и Al-Cu-Li позволила создать образцы неразъемных соединений, полученных с помощью лазерной сварки с механическими характеристиками, близкими или равными исходному сплаву в состоянии поставки. Основные параметры для исследованных сплавов приведены в табл. 2.
Выводы
Разработана комплексная технология создания неразъемных соединений современных высокопрочных, термически упрочняемых алюминиевых сплавов, которая включает лазерную сварку и последующую специальную термическую обработку образцов.
Найдены оптимальные режимы лазерной сварки, обеспечивающие получение сварных швов без дефектов в виде открытой пористости, подрезов, трещин в сварном шве и околошовной зоне.
Проведена оптимизация постобработки сварных соединений, полученных при оптимальных режимах лазерной сварки, на основе термообработки (закалка + искусственное старение). Показана возможность, изменяя режимы термообработки, управлять механическими параметрами создаваемых неразъемных соединений: прочностью и пластичность образцов.
Впервые для сварных соединений, полученных с помощью лазерной сварки, и оптимальной постобработки для алюминиево-литиевых термической обрабатываемых сплавов достигнуты механические характеристики, сравнимые со значением для сплава в состоянии поставки.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
Prasad N. E., Gokhale A., Wanhill R. J. H. Aluminum–lithium alloys: Processing, Properties, and Applications. Butterworth-Heinemann, 2013.
Rioja R. J., Liu J. The Evolution of Al–Li Base Products for Aerospace and Space Applications. Metall. Mater. Trans. A. 2012; 43(9): 3325–3337.
Каблов Е. Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года». Авиационные материалы и технологии. 2015; 1 (34): 3–33.
Kablov Е. N. Innovacionnye razrabotki FGUP «VIAM» GNC RF po realizacii «Strategicheskih napravlenij razvitiya materialov i tekhnologij ih pererabotki na period do 2030 goda». Aviacionnye materialy i tekhnologii. 2015; 1 (34): 3–33.
Аннин Б. Д., Фомин В. М., Карпов Е. В., Маликов А. Г., Оришич А. М. Влияние Mg и Cu на механические свойства высокопрочных лазерных сварных швов алюминиевых сплавов. ПМТФ. 2017; 58(5): 208–217.
Annin B. D., Fomin V. M., Karpov Е. V., Malikov A. G., Orishich A. M. Vliyanie Mg i Cu na mekhanicheskie svojstva vysokoprochnyh lazernyh svarnyh shvov alyuminie-vyh splavov. PMTF. 2017; 58(5): 208–217.
Аннин Б. Д., Фомин В. М, Антипов В. В. и др. Исследование технологии лазерной сварки алюминиевого сплава 1424. Докл. РАН. 2015; 465(4): 419–424.
Annin B. D., Fomin V. M, Antipov V. V. i dr. Issledovanie tekhnologii lazer-noj svarki alyuminievogo splava 1424. Dokl. RAN. 2015; 465(4): 419–424.
Фомин В. М., Маликов А. Г., Оришич А. М. и др. Влияние термической обработки на структуру сварных соединений листов из сплава в‑1469 системы Al-Cu-Li, полученных лазерной сваркой. Авиац. материалы и технологии. 2018; 1: 9–18.
Fomin V. M., Malikov A. G., Orishich A. M. i dr. Vliyanie termicheskoj obrabotki na strukturu svarnyh soedinenij listov iz splava v‑1469 sistemy Al-Cu-Li, poluchennyh lazernoj svarkoj. Aviac. materialy i tekhnologii. 2018; 1: 9–18.
Аннин, В. М. Фомин, Е. В. Карпов, А. Г. Маликов, А. М. Оришич. Комплексное исследование лазерной сварки высокопрочного сплава В‑1469. Авиационные материалы и технологии. 2016; 3: 9–16.
Annin, V. M. Fomin, Е. V. Karpov, A. G. Malikov, Orishich A. M. Kompleksnoe issledovanie lazernoj svarki vysokoprochnogo splava V‑1469. Aviacionnye materialy i tekhnologii. 2016; 3: 9–16.
Колачев Б. А., Елагин В. И., Ливанов В. А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов: Учебник для вузов. М.: МИСИС. 2005
Kolachev B. A., Еlagin V. I., Livanov V. A. Metallovedenie i termicheskaya obrabotka cvetnyh metallov i splavov: Uchebnik dlya vuzov. M.: MISIS. 2005.
Buchheit TE, Wert JA. Microstructure-property relationships in low-density Al-Li-Mg alloys. Metall Trans A 1993; 24: 853–63. doi:10.1007 / BF02656506.
Mogucheva A, Kaibyshev R. Microstructure and Mechanical Properties of an Al-Li-Mg-Sc-Zr Alloy Subjected to ECAP. Metals (Basel) 2016;6:254. doi:10.3390 / met6110254.
Введение
В настоящее время при создании авиационно-космической техники идет внедрение новых современных высокопрочных алюминиевых сплавов.
Созданы новые высокопрочные термически упрочняемые, деформируемые сплавы различных систем, например: Al-Mg-Li, Al-Cu-Mg-Li, Al-Cu-Li, Al-Mg. Высокими механическими характеристиками обладают сплавы системы Al-Cu-Li, сплавы системы Al-Mg-Li обладают средней прочностью, являются сверхлегкими и коррозионностойкими [1–3]. Также в авиастроении широко распространен сплав АМг6, который обладает хорошей коррозионной стойкостью, хорошо обрабатывается резаньем и давлением.
С целью замены заклепочного соединения и снижения тем самым веса конструкции активно разрабатываются технологии сварки данных сплавов различными способами: сварка трением с перемешиванием, лазерная сварка, лазерная сварка с присадочной проволокой, электронно-лучевая сварка, сварка плавящимся и неплавящимся электродом.
Одним из перспективных способов сварки является лазерная сварка. К ее преимуществам можно отнести форму сварного шва и хорошее проникновение сфокусированного лазерного излучения за счет высокой плотности энергии, что обеспечивает тем самым возникновение режима кинжального проплавления, высокую точность, высокую скорость сварки, низкую теплоотдачу, высокую гибкость и возможность автоматизации.
Лазерная сварка перспективных термоупрочняемых алюминиевых сплавов для применения их в сварных конструкциях вызывает определенные трудности. Сварные соединения этих сплавов, полученные сваркой плавлением, имеют низкие механические свойства. Прочность сварного соединения на разрыв составляет 0,6–0,85 от прочности основного материала. В то же время можно считать установленным, что для увеличения прочности сварного шва термоупрочняемых алюминиевых сплавов необходимо проводить дополнительную механическую и термическую обработку шва [4–7].
В качестве алюминиевых сплавов выбраны следующие сплавы: А5М, АМг6, 1420; 1424, 1441, В‑1461, В‑1469. Необходимо отметить появление дополнительной сложности, обусловленной тем, что не только шов подвергается процессу термической обработки, но и весь образец, т. е. и основной сплав. В этом случае основной сплав разупрочняется при отжиге и его механические характеристики должны быть восстановлены в процессе дальнейшей термической обработки.
В данной работе в продолжение работ [4–6] для повышения механических свойств сварных швов был применен комплексный подход, включающий лазерную сварку в оптимальном режиме и пост обработку (закалка, промежуточная пластическая деформация, искусственное старение) сваренных швов. Впервые проведено комплексное сравнительное исследование влияния термической обработки на широкий напор параметров сварных швов и основных сплавов марки А5М, АМг6, 1420, 1424 и 1441 и В‑1469 и соответственно систем: Al, Al-Mg, Al-Mg-Li Al-Cu-Mg-Li и Al-Cu-Li. Для всех этапов термообработки определено влияние химического состава сплава, т. е. основных легирующих элементов Mg и Cu, на прочность и микроструктуру, полученную с применением оптической и электронной микроскопии, распределение химических элементов и фазового состава с помощью рентгенофазового анализа.
Методика и методы исследований
Лазерная сварка (ЛС) алюминиевых сплавов толщиной 1,6 мм осуществлялась на автоматизированном лазерном технологическом комплексе «Сибирь‑1», разработанном в ИТПМ СО РАН. Лазерное излучение фокусировалось на поверхности сплава с помощью ZnSe-линзы с фокусным расстоянием 254 мм. Для защиты сварного шва использовался инертный газ (гелий). Оксидная пленка устранялась с помощью химического фрезерования на толщину 0,15–0,20 мм. Непосредственно перед сваркой кромки образцов зачищались до блеска с помощью металлического шабера.
Прочность сварных соединений измерялась на машине Zwick / Roell Z100. Поскольку в сварном образце деформация существенно неоднородна по длине, то для сравнения деформирования образцов использовалось относительное удлинение рабочей части (его определяли по перемещению подвижной траверсы). Макро- и микроструктура сварных швов исследованы на оптическом микроскопе Olympus LEXT OLS3000. Определение химического состава сварного шва и основного сплава проводилось на сканирующем электронном микроскопе EVO MA 15 (Carl Zeiss, Германия) и энергодисперсионном рентгеновском спектрометре (Oxford Instruments X–Max 80 mm2, Великобритания). Термообработку производили в камерной печи Carbolite. Подготовка шлифов образцов осуществлялась на автоматических отрезных и полировальных машинах пробоподготовки.
Изучение фазового состава полученных образцов проводили методом порошковой рентгеновской дифракции. Дифрактограммы регистрировали в двух режимах: на отражение (дифрактометр D8 Advance) и на просвет, который осуществляли на станции Сибирского Центра синхротронного излучения ВЭПП 3 «Diffractometry with the energy of 33,7 keV».
На первоначальном этапе были определены оптимальные режимы лазерной сварки для листов алюминиевого сплава толщиной 1–2 мм, при котором не наблюдалось внешних дефектов швов в виде непроваров пор и трещин. Диапазон мощности излучения составил 2–3,5 кВт, скорость перемещения излучения 0,6–4 м / мин., заглубление фокуса от верхней границы 1–2 мм внутрь – режим кинжального проплавления.
По завершении процесса сварки, все образцы отправлялись на нарезку. Образцы для испытаний на прочность изготавливались согласно ГОСТ 1497-84.
Часть гантелей подвергалась термообработке: закалке в воде или закалке в воде и искусственному старению – при различных режимах. Нагрев перед закалкой составлял в интервале температур 300–550 °C, искусственное старение в интервале температур 100–220 °C.
Исследовалось влияние каждой термической процедуры на изменение механических характеристик, микроструктуры, распределения элементов. Для сравнения влияния термообработки на прочностные свойства сплава и шва образцы основного сплава без сварного шва также подверглись термообработке.
Основные результаты экспериментов
Лазерная сварка. На рис. 1 представлена прочность образцов со сварным соединением и без термически неупрочненного сплава А5М. Прочность образцов в пределах статистического разброса равна исходной прочности сплава (в широком диапазоне изменения скорости движения лазерного луча).
На рис. 2 представлены зависимости напряжения от деформации для сплава AMg6, 1424 и сварного шва. Как видно из рис. 2, для сплава AMg6 получаются равнопрочные сварные соединения, отношение предела прочности на разрыв сварного соединения по отношению к основному сплаву составляет 0,95. Для сплава 1424 предел прочности сварного соединения составляет 0,8 от прочности основного сплава. Этот результат характеризует принципиальное различие термически упрочняемых сплавов от термически неупрочняемых. Для упрочненных сплавов ситуация совершенно иная: прочность существенно падает, а механизм зависит от метода упрочнения, будь то термическое или механическое упрочнение. В таблице 1 приведены основные механические характеристики образцов со сварным швом и без сварного шва исследованных термоупрочняемых сплавов, где σв0 – предел прочности, σ0.2 – предел текучести, δ – пластичности. Использованы обозначения k1,2,3 – отношение данных величин сварной шов / исходный сплав соответственно.
Причина столь резкого снижения прочности обусловлена особенностями структуры материала. Результаты РФА показывают, что основой твердого раствора исходных термически упрочняемых сплавов является фаза α1-Al с кубической структурой Fm3m, с включением в зависимости от химического состава легирующих элементов основных упрочняющих интерметаллидных фаз: δ′(Al3Li) и тройных фаз T1 (Al2CuLi) и S1(Al2MgLi).
В процессе сварки происходит принципиальное изменение микроструктуры материала в сварном шве. На рис. 3 и 4 представлены типичные фотографии шлифов поперечного сечения сварного шва и основного сплава образцов, полученные с помощью растрового электронного микроскопа в режиме обратно-рассеянных электронов. Изображения шлифов получены после травления. Неравномерное травление поверхности шлифа свидетельствует о неравномерности распределения основных легирующих элементов в дендритных ячейках.
Отметим наличие как общих закономерностей в изменении микроструктуры и механических характеристик систем Al-Mg-Li, (сплав 1424) и Al-Cu-Li (сплав 1469) при формировании сварного шва, так и наличие специфических особенностей, обусловленных различием взаимодействия легирующих элементов Mg и Cu с твердым раствором Al. Общим является снижение прочности сварного шва до уровня 0,55–0,75 от прочности исходного сплава (см. табл. 1) и формирование внутри шва большого числа агломератов, т. е. областей концентрации легирующих элементов. Данное обстоятельство может быть обусловлено неравновесной кристаллизацией с выделением легирующих элементов интерметаллидных фаз. При реализованных скоростях охлаждения сварного шва, диффузия в твердой фазе не успевает пройти, в то время как в жидкости она может быть довольно полной, т. е. состав выделившихся из жидкости кристаллов далее изменяется слабо. Их состав в основном определяется составом жидкой фазы в тот момент, когда они образовались. В этом случае кристаллизация начинается при максимальной температуре Ti с выделением кристаллов состава αi-Al, содержащим легирующие элементы, максимально повышающие температуру плавления-кристаллизации. По мере понижения температуры начинается кристаллизация с выделением кристаллов αj-Al, определяемым остаточным составом жидкого металла. В результате в системах эвтектического и перитектического типов при таких условиях кристаллизации образуются аномально пересыщенные твердые растворы легирующих элементов, и примеси неравномерно распределяются по объему дендритов твердого раствора [8]. Кроме этого, в литом металле могут присутствовать фазы, входящие в неравновесные эвтектики, и первичные интерметаллиды.
Для системы Al-Mg-Li результаты РФА (рис. 5) показывают, что основой твердого раствора исходного сплава является фаза a1-Al с кубической структурой Fm3m, с включением основной упрочняющей интерметаллидной фазы δ′(Al3Li) и тройной фазы S1(Al2MgLi), которая формирует цепочки темных агломератов, располагающихся преимущественно на границах дендритных зерен для сплава (см. рис. 4.b). Специальные измерения показали, что в твердом растворе сплава внутри дендритного зерна частицы размером порядка 25–60 нм являются δ′(Al3Li), а 100–300 нм – S1(Al2MgLi).
Процесс плавления в сварном шве разрушает микроструктуру исходного сплава. В процессе затвердевания расплава в сварном шва происходит формирование тройной фазы S1(Al2MgLi) в результате перитектической реакции, причем частицы этой фазы хаотически располагаются по твердому раствору (см. рис. 4 а). Фаза δ′(Al3Li) в сварном шве отсутствует (см. рис. 5), что обуславливает снижение прочности сварного шва (см. табл. 1).
Отмечено, что в результате выделения тройной фазы S1(Al2MgLi) происходит обеднение твердого раствора магнием, что приводит к снижению периода решетки.
Для системы Al-Cu-Li в процессе кристаллизации сварного шва периферийные зоны дендритных ветвей обогащены элементами, понижающими температуру плавления алюминия, в частности, медью. Кроме этого, в литом металле могут присутствовать фазы, входящие в неравновесные эвтектики, и при этом интерметаллидные фазы, взаимодействующие с алюминием по эвтектической реакции, располагаются по границам дендритных ячеек. В нашем случае формирование агломератов фазы Т1(Al2CuLi) на границах зерен сварного шва делает их контрастными (см. рис. 3). Диффузия меди из твердого раствора приводит к образованию ярко выраженной дендритной структуры со скоплением интерметаллидных частиц фазы Т1(Al2CuLi) на границе дендрита. Методом рентгеновской дифракции, в том числе с использованием синхротронного излучения, в сварном шве обнаружено большое число рефлексов фазы Т1(Al2CuLi) (рис. 6), что обуславливает высокую надежность идентификации фазы в шве. Именно диффузия меди из твердого раствора и, как следствие, локализация упрочняющей фазы Т1(Al2CuLi) на границе дендритных зерен обуславливает снижение прочности сварного шва сплава 1469 с 560 МПа для сплава до уровня 306 МПа для шва.
Постобработка в виде процесса закалки
Для достижения максимальной прочности термически упрочняемых сплавов необходимо с помощью регламентированных нагревов за счет растворения примесных фаз получить некоторую промежуточную неравновесную структуру, которая соответствует начальным стадиям распада пересыщенного твердого раствора, в процессе которого в твердом растворе формируются упрочняющие фазы.
После закалки в сплаве системы Al-Mg-Li произошло значительное растворение метастабильной S1(Al2MgLi) и частичное растворение упрочняющей фазы δ′(Al3Li) внутри дендрита (см. рис. 4г). Именно это обстоятельство обуславливает снижение прочности сплава после закалки с 512 МПа до 371 МПа. В сварном шве в результате закалки зарегистрировано значительное растворение метастабильной фазы S1(Al2MgLi) (см. рис. 4c). Упрочняющая фаза δ′(Al3Li) в нем практически отсутствует. Отметим, что количество фазы S1(Al2MgLi) в шве оказалось на уровне порога чувствительности используемого РФА метода, что обусловило регистрацию сигнала на уровне шума или даже отсутствие рефлекса этой фазы на рентгенограммах.
Легирующие компоненты, находящиеся в интерметаллидных фазах (в частности, в тройной фазе S1(Al2MgLi), полностью или частично растворялись в алюминии.
Таким образом, в результате закалки было сформировано предельно неравновесное состояние – пересыщенный твердый раствор легирующих элементов Mg и Li в алюминии. В сплаве и сварном шве удалось достичь выравнивания механических характеристик и получить, при оптимальной температуре закалки Т = 480–540 °С максимальную гомогенизацию состава всего образца.
Учитывая, что прочностные характеристики сварного шва без ТО и образцов после закалки близки (σв = 370–390 МПа), можно сделать вывод о слабом влиянии тройной фазы S1(Al2MgLi), на прочность, но при этом относительное удлинение возрастает. Данный вывод согласуется с работами [9–10], в которых также показано влияние S1(Al2MgLi) на относительное удлинение. Однако процесс закалки именно при высоких температурах Т = 480–540 °С необходим для создания во всем изделии (т. е. в шве и исходном сплаве) гомогенного перенасыщенного легирующими элементами твердого раствора, в котором в процессе старения эффективно формируется упрочняющая фаза δ′(Al3Li), что обуславливает существенный рост прочностных характеристик до уровня основного сплава.
Закалка образцов систем Al-Cu-Li также обуславливает выравнивание механических свойства сварного шва и исходного сплава. Прочность сплава после закалки уменьшается с 557 МПа до 385 МПа, однако в отличие от сплавов, легированных Mg, прочность шва, легированного Cu, возрастает с 306 МПа до 384 МПа, т.е в них протекают разнонаправленные процессы. В твердом растворе сплава происходит частичное растворение упрочняющих фаз, что проявляется в изменении микроструктуры (см. рис. 3). В то же время закалка приводит к гомогенизации и формированию пресыщенного твердого раствора в сварном шве. Концентрация меди в твердом растворе возрастает с 0,37 до 1,2% atomic%, что определяется растворением фазы Т1(Al2CuLi) в белых агломератах на границах дендритных зерен.
При гомогенизации легирующие элементы равномерно распределяются в твердом растворе, что в принципе открывает возможность формирования основных упрочняющих фаз T1(Al2CuLi), δ'(Al3Li) системы Al-Cu-Li. Для системы Al-Cu-Li проведение процедуры термообработки в виде закалки повышает предел прочности сварного шва на 80 МПа, что обусловлено, по-видимому, формированием в твердом растворе фазы T1(Al2CuLi) в виде частиц размером 10–30 нм, причем наноструктуры сварного шва и сплава после закалки стали практически одинаковы. Наличие фазы T1(Al2CuLi) после закалки подтверждается и измерениями дифракции на отражении (см. рис. 6).
Постобработка в виде процесса закалка и искусственное старение
Искусственное старение образцов сплава системы Al-Mg-Li позволяет обеспечить выделение основной упрочняющей интерметаллидной фазы δ′(Al3Li) как в шве, так и в сплаве, что подтверждается как РФА измерениями и регистрацией рефлексов этой фазы (см. рис. 5) и измерением структуры на наноуровне. При этом происходит локализация тройной фазы S1(Al2MgLi) на границе дендритных зерен, частичная в шве и практически полная в сплаве (см. рис. 4e, f).
Из приведенных на рис 7, 8 данных зависимости напряжения σ от деформации δ при растяжении видно существенное влияние искусственного старения как на прочность, так и на пластичность образцов для сплавов системы Al-Mg-Li. С ростом температуры старения от 120 до 170 °C увеличивается значения прочности σB от 420 до 495 МПа. Отметим, что прочность сварного шва составляла всего 330 МПа. При этом существенно понизилась пластичность материала. В режиме поставки относительное удлинение составляло δ = 18%, после закалки величина δ = 14% и после старения она уменьшалась с ростом температуры до уровня δ = 4%.
Таким образом, выбирая режим термообработки, можно получать образцы как с высокой пластичностью, так и с большой прочностью.
Оптимизация режимов термической обработки термоупрочняемых сплавов систем Al-Mg-Li и Al-Cu-Li позволила создать образцы неразъемных соединений, полученных с помощью лазерной сварки с механическими характеристиками, близкими или равными исходному сплаву в состоянии поставки. Основные параметры для исследованных сплавов приведены в табл. 2.
Выводы
Разработана комплексная технология создания неразъемных соединений современных высокопрочных, термически упрочняемых алюминиевых сплавов, которая включает лазерную сварку и последующую специальную термическую обработку образцов.
Найдены оптимальные режимы лазерной сварки, обеспечивающие получение сварных швов без дефектов в виде открытой пористости, подрезов, трещин в сварном шве и околошовной зоне.
Проведена оптимизация постобработки сварных соединений, полученных при оптимальных режимах лазерной сварки, на основе термообработки (закалка + искусственное старение). Показана возможность, изменяя режимы термообработки, управлять механическими параметрами создаваемых неразъемных соединений: прочностью и пластичность образцов.
Впервые для сварных соединений, полученных с помощью лазерной сварки, и оптимальной постобработки для алюминиево-литиевых термической обрабатываемых сплавов достигнуты механические характеристики, сравнимые со значением для сплава в состоянии поставки.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
Prasad N. E., Gokhale A., Wanhill R. J. H. Aluminum–lithium alloys: Processing, Properties, and Applications. Butterworth-Heinemann, 2013.
Rioja R. J., Liu J. The Evolution of Al–Li Base Products for Aerospace and Space Applications. Metall. Mater. Trans. A. 2012; 43(9): 3325–3337.
Каблов Е. Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года». Авиационные материалы и технологии. 2015; 1 (34): 3–33.
Kablov Е. N. Innovacionnye razrabotki FGUP «VIAM» GNC RF po realizacii «Strategicheskih napravlenij razvitiya materialov i tekhnologij ih pererabotki na period do 2030 goda». Aviacionnye materialy i tekhnologii. 2015; 1 (34): 3–33.
Аннин Б. Д., Фомин В. М., Карпов Е. В., Маликов А. Г., Оришич А. М. Влияние Mg и Cu на механические свойства высокопрочных лазерных сварных швов алюминиевых сплавов. ПМТФ. 2017; 58(5): 208–217.
Annin B. D., Fomin V. M., Karpov Е. V., Malikov A. G., Orishich A. M. Vliyanie Mg i Cu na mekhanicheskie svojstva vysokoprochnyh lazernyh svarnyh shvov alyuminie-vyh splavov. PMTF. 2017; 58(5): 208–217.
Аннин Б. Д., Фомин В. М, Антипов В. В. и др. Исследование технологии лазерной сварки алюминиевого сплава 1424. Докл. РАН. 2015; 465(4): 419–424.
Annin B. D., Fomin V. M, Antipov V. V. i dr. Issledovanie tekhnologii lazer-noj svarki alyuminievogo splava 1424. Dokl. RAN. 2015; 465(4): 419–424.
Фомин В. М., Маликов А. Г., Оришич А. М. и др. Влияние термической обработки на структуру сварных соединений листов из сплава в‑1469 системы Al-Cu-Li, полученных лазерной сваркой. Авиац. материалы и технологии. 2018; 1: 9–18.
Fomin V. M., Malikov A. G., Orishich A. M. i dr. Vliyanie termicheskoj obrabotki na strukturu svarnyh soedinenij listov iz splava v‑1469 sistemy Al-Cu-Li, poluchennyh lazernoj svarkoj. Aviac. materialy i tekhnologii. 2018; 1: 9–18.
Аннин, В. М. Фомин, Е. В. Карпов, А. Г. Маликов, А. М. Оришич. Комплексное исследование лазерной сварки высокопрочного сплава В‑1469. Авиационные материалы и технологии. 2016; 3: 9–16.
Annin, V. M. Fomin, Е. V. Karpov, A. G. Malikov, Orishich A. M. Kompleksnoe issledovanie lazernoj svarki vysokoprochnogo splava V‑1469. Aviacionnye materialy i tekhnologii. 2016; 3: 9–16.
Колачев Б. А., Елагин В. И., Ливанов В. А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов: Учебник для вузов. М.: МИСИС. 2005
Kolachev B. A., Еlagin V. I., Livanov V. A. Metallovedenie i termicheskaya obrabotka cvetnyh metallov i splavov: Uchebnik dlya vuzov. M.: MISIS. 2005.
Buchheit TE, Wert JA. Microstructure-property relationships in low-density Al-Li-Mg alloys. Metall Trans A 1993; 24: 853–63. doi:10.1007 / BF02656506.
Mogucheva A, Kaibyshev R. Microstructure and Mechanical Properties of an Al-Li-Mg-Sc-Zr Alloy Subjected to ECAP. Metals (Basel) 2016;6:254. doi:10.3390 / met6110254.
Отзывы читателей
