Полный текст

Большинство алюминиевых сплавов, применяемых в разных отраслях промышленности, представляют собой сложные системы. Помимо основных легирующих элементов различного рода они включают в себя такие компоненты, как кремний, литий, скандий и др. Алюминиевый сплав Al-Mg-Li относится к сложной системе легирования. Известно, что алюминиевые сплавы, легированные литием, обладают пониженной плотностью и повышенным модулем упругости [1-4]. Их применение в основном относится к авиационной промышленности, однако сплавы данной группы находят применение и в других областях. Достаточно активно разрабатываются технологии сварки алюминий-литиевых сплавов различными способами: сварка трением с перемешиванием, лазерная сварка, электронно-лучевая сварка, аргонодуговая сварка [5-8]. Однако следует учитывать особенности сварки алюминиевых сплавов. Исследования свариваемости алюминиевых сплавов, в том числе сплавов сложной системы легирования, наиболее распространенным дуговым источником нагрева показали, что основные трудности их сварки заключаются в следующем: 1) склонность сплавов к образованию кристаллизационных трещин; 2) наличие пор и оксидных включений; 3) образование крупнозернистой структуры в шве, рекристаллизация и оплавление зерен в околошовной зоне; 4) возникновение высоких напряжений и деформаций [9-13]. Еще одним фактором, который следует учитывать при сварке алюминиевых сплавов, является теплопроводность. Теплопроводность характеризует скорость отвода теплоты от источника нагрева. Теплопроводность алюминиевых сплавов в 3-3,5 раза выше, чем стали. Однако легирующие и сопутствующие примеси снижают теплопроводность сплавов. При плавлении основного металла в процессе сварки этот показатель оказывается часто более важным, чем температура плавления. Для каждого способа сварки трудности, как правило, преодолимы при использовании разных технологических решений. Среди таких решений достаточно важную роль играет сварочный материал - сварочная проволока, обеспечивающая формирование сварного шва. Как известно, требуемый для легирования состав проволоки выбирают с учетом химического состава материала и доли участия проволоки в образовании шва. Однако при воздействии высоких температур в процессе термического цикла сварки часть легирующих элементов улетучивается с поверхности металла шва и сварочной проволоки. Формирование фазовых составляющих будет разным при разных технологических условиях и условиях протекания сварочного процесса, а также в зависимости от разного химического состава сварочных материалов. Выделение тех или иных фаз при формировании шва непосредственно влияет на его структуру и свойства [14-18]. Целью работы является определение фазового состава сварного шва при сварке алюминиевого сплава сложной системы Al-Mg-Li с применением сварочных проволок разного состава. В работе рассмотрены сварные соединения сплава 1420 сложной системы легирования Al-Mg-Li, выполненные аргонодуговой сваркой с использованием сварочной проволоки Св-АМг-6. Представлены металлографические исследования и термокинетические расчеты фазового состава сварного шва. Анализ проводился с помощью термодинамического расчета фазового состава сплава в программе JMatPro. Расчет производился в интервале значений температуры от 700 до 20 °С с шагом 5 °С. Металлографические исследования полученных сварных соединений выполнены на микроскопе ALTAMI. Анализ металла проводили на шлифах, подготовленных для исследования микроструктуры. Перед проведением анализа микроструктуры сварных швов микрошлифы были обработаны реактивом Келлера. Сплав 1420 имеет следующий состав: магний (Mg) - 5,0-6,0 %; литий (Li) - 1,9-2,3 %; цирконий (Zr) - 0,09-0,15 %; кремний (Si) - 0,1-0,3 %. Примесей, не более: железо (Fe) - 0,3 %; титан (Ti) - 0,1 %; марганец (Mn) - 0,3 %; натрий (Na) - 0,05 %; остальное алюминий (Al). Сварочная проволока АМг-6: магний (Mg) - 5,8-6,8 %; медь (Cu) - 0,1 %, цинк (Zn) - 0,2 %; кремний (Si) - 0,4 %; железо (Fe) - 0,4 %; титан (Ti) - 0,1-0,2 %; марганец (Mn) - 0,5-0,8 %; берилий (Be) - 0,002-0,005 %; остальное алюминий (Al) (ГОСТ 7871-2019 «Проволока сварочная из алюминия и алюминиевых сплавов»). Некоторые результаты металлографических исследований сварных соединений сплава 1420 представлены в источнике [19], однако следует отметить, что микроструктура сварных швов (рис. 1) в нетравленом виде представляет собой однородную дендритную структуру с выделением определенных фаз. При этом распределение и интенсивность данных фаз достаточно отличаются в разных областях шва, в направлении от центра к линии сплавления и в зоне термического влияния соответственно. В некоторых участках сварного шва, ближе к линии сплавления обнаружены дефекты в виде пор (рис. 2). Их образование, возможно, обусловлено наличием некоторых факторов, возникающих при сварке алюминиевых сплавов, в том числе сложной системой легирования, о чем говорилось выше. Рис. 1. Микроструктура металла шва сварного соединения сплава 1420, выполненного аргонодуговой сваркой проволокой АМг-6; нетравленое состояние, увеличение ´200 Исследование проведено в светлом поле и в поляризованном свете, что дает возможность детально изучить структуру дефекта. Поскольку оптические свойства анизотропных микрообъектов различны в разных направлениях и проявляются по-разному в зависимости от ориентации этих объектов относительно оси объектива и плоскости поляризации света, падающего на них [20]. Анализ образования возможных фаз при равновесной кристаллизации в сварном шве сплава 1420 системы Al-Mg-Li при сварке проволоки Св-АМг6 показал следующие результаты. а б Рис. 2. Дефект в виде поры в сварном шве, увеличение ´1000: а - светлое поле; б - поляризованный свет На рис. 3 представлена термокинетическая диаграмма фазового состава сплава сварного шва, на которой наблюдается выделение фаз при определенных значениях температуры, что характерно для процессов кристаллизации. Поскольку равновесная кристаллизация предполагает однородность состава фаз, которая достигается в жидкой фазе частично в результате перемешивания, а частично в результате диффузии. Выравнивание же концентраций в кристаллической фазе происходит только вследствие диффузии. Поскольку скорость последней в твердой фазе обычно мала, для достижения равновесного состояния требуется значительное время [21]. Рис. 3. Термокинетический расчет фазового состава сварного шва сплава 1420 в равновесном состоянии Ниже представлена расшифровка фаз, указанных на термокинетической кривой по результатам расчета в программе JMatPro: AL6MN Al6(Mn,Fe) MG2SI Mg2Si T_ALCUMGZN (Al-Mg-Zn-Cu) AL3MG2 Al3Mg2 AL3FE Al3Fe Установлено, что температура начала кристаллизации алюминия в сварочной ванне TL = = 622 °С, температура конца кристаллизации TS = = 551,5 °С. До начала кристаллизации Al при температуре T = 642 °С из жидкости начинает образовываться фаза Al6(Mn, Fe). К моменту начала кристаллизации Al (622 °С) в сварочной ванне его содержание в расплаве шва составляет 1,39 %. При температуре T = 577 °С, когда основная доля Al (около 74 %) уже находится в твердом состоянии, начинает образовываться фазовая составляющая Mg2Si, а содержание Al6(Mn, Fe) увеличивается до 3,71 %. К моменту конца кристаллизации Al (551 °С) содержание Al6(Mn, Fe) в сплаве составляет 4,13 %, а Mg2Si - 1,04 %. Выделение фазы (Al-Mg-Zn-Cu) из твердого раствора начинается при температуре T = 364 °С, при этом содержание Al6(Mn, Fe) в сплаве составляет 4,69 %, а Mg2Si - 1,09 %. При температуре T = 283 °С начинается выделение Al3Mg2, содержание образованных ранее фаз: Al6(Mn, Fe) - 4,71 %, Mg2Si - 1,09 %, (Al-Mg-Zn-Cu) - 0,63 %. Выделение фазы Al3(Fe) возможно при T = 24 °С. При комнатной температуре получено следующее расчетное соотношение фаз: Al3Mg2 - 14,29 %, Al6(Mn,Fe) - 4,64 %, (Al-Mg-Zn-Cu) - 1,62 %, Mg2Si - 1,09 %, Al3(Fe) - 0,05 % (рис. 4). Рис. 4. Расчетное соотношение фаз в сплаве 1420 при Т = 20 °С Таким образом, после равновесной кристаллизации в сплаве будут присутствовать: Al3Mg2 около 15 %, Al6(Mn, Fe) около 5 %, более 1 % фазы (Al-Mg-Zn-Cu) и фазы Mg2Si. Расчетное содержание элементов в образующихся фазах при температуре 20 °С представлено на рис. 5 листинга программы. Рис. 5. Листинг программы расчета содержания элементов в фазах сварных швов сплава 1420 В связи с тем, что ускоренная кристаллизация рассматривается как перспективный путь повышения ряда свойств, таких как прочность, жаропрочность, коррозионная стойкость и ряд других характеристик алюминиевых сплавов [21], выполнен анализ образования возможных фаз при ускоренной кристаллизации сплава. С использованием модуля построения ССТ и ТТТ (термокинетических и изотермических) диаграмм в программе JMatPro произведены расчет и построение диаграмм (рис. 6 и 7) с температуры несколько ниже конца кристаллизации - 550 °С. При расчете в программе учитывается, что при данной температуре уже присутствуют фазы: Al - 95,29 %, Al6(Mn, Fe) - 3,6 %, Mg2Si - 1,11 %. СТТ, алюминиевый сплав Рис. 6. Термокинетическая диаграмма сварного шва сплава 1420 проволокой АМг-6 при ускоренном охлаждении Рис. 7. Изотермическая диаграмма сварного шва сплава 1420 при ускоренной кристаллизации Расчет показал, что при непрерывном охлаждении могут выделяться следующие фазы, при их содержании более 0,5 %: T_ALCUMGZN (Al-Mg-Zn-Cu) и T_PRIME (Al2Mg3Zn3). Их образование возможно при очень медленных скоростях охлаждения - ниже 0,1 °С/с. Результаты металлографических исследований микроструктуры сварных швов после травления представлены на рис. 8. Анализ при разном освещении (в светлом поле и в поляризованном свете) позволяет выявить границы зерен металла шва, выделить разные фазы внутри зерен, а также по границе зерна. Таким образом, при ускоренном охлаждении (ускоренной кристаллизации) сплава в структуре будут присутствовать фазы, образовавшиеся выше температуры конца кристаллизации: Al6(Mn, Fe), Mg2Si. Проведенные расчеты позволили также оценить изменение механических свойств в зависимости от скорости охлаждения (рис. 9). Сравнение полученных значений твердости (Hardness) и напряжения при растяжении (Tensile Stress) с допустимым напряжением при возрастании скорости охлаждения (Initial Cooling Rate) показывает абсолютно экспоненциальное их увеличение. Аналогичные результаты получены и для расчета значений механических характеристик в основном сплаве 1420 [22]. Это, возможно, связано с тем, что при установленных скоростях охлаждения твердый раствор остается насыщенным магнием. Как известно [23], при медленном охлаждении магний на начальном этапе переходит в твердый раствор (при растворении эвтектики). Кроме того, выделенные интерметаллидные фазы металла шва, составляющими которых являются описанные выше элементы, могут являться так называемыми упрочняющими фазами. а б Рис. 8. Микроструктура сварного шва алюминиевого сплава системы Al-Mg-Li, увеличение ´200; а - светлое поле; б - поляризованный свет Рис. 9. Изменение механических свойств в зависимости от скорости охлаждения Выводы По результатам металлографических исследований и термокинетических расчетов в равновесном состоянии установлено, что структура металла швов сплава 1420, полученных при сварке проволокой АМг-6, имеет дендритное строение с выделением фаз, заметно меняющимся в областях от центра шва к линии сплавления. Определена температура начала кристаллизации алюминия в сварочной ванне TL = 622 °С и температура конца кристаллизации TS = 551,5 °С. Выявлено, что при температуре T = 642 °С из жидкости начинает образовываться фаза Al6(Mn, Fe), а к моменту начала кристаллизации Al в сварочной ванне его содержание в расплаве шва составляет 1,39 %. К моменту конца кристаллизации происходит выделение следующих фаз: Al3Mg2 - 14,29 %, Al6(Mn, Fe) - 4,64 %, (Al-Mg-Zn-Cu) - 1,62 %, Mg2Si - 1,09 %, Al3(Fe) - 0,05 %. Отмечено возрастание механических характеристик при увеличении скорости охлаждения по экспоненциальной зависимости.

Об авторах

Е. М Федосеева

Пермский национальный исследовательский политехнический университет

Т. В Ольшанская

Пермский национальный исследовательский политехнический университет

Список литературы

Статистика

Просмотры

Аннотация - 58

PDF (Russian) - 34

Ссылки

• Ссылки не определены.