CC BY
233
УДК 539.89:539.25
Формирование зереииой структуры при сварке трением с перемешиванием
С.Ю. Миронов
Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, Уфа, 450001, Россия Университет Тохоку, Сендай, 980-8579, Япония
В работе исследовались общие закономерности формирования зеренной структуры при сварке трением с перемешиванием. Установлено, что при относительно низких температурах сварки эволюция микроструктуры может представлять собой процесс фрагментации. При повышении температуры обработки в материале может протекать первичная рекристаллизация. Показано, что в ходе охлаждения материала после сварки до комнатной температуры в нем могут иметь место метадинамическая рекристаллизация и существенный рост зерен. Выявлена макроскопическая неоднородность структуры сварных швов. Предположено, что данный эффект может быть обусловлен как градиентом температуры и деформации, а также специфическим характером пластического течения, присущими сварке трением с перемешиванием, так и механическим износом сварного инструмента.
Ключевые слова: сварка трением с перемешиванием, автоматический анализ картин дифракции обратно рассеянных электронов, микроструктура, фрагментация, рекристаллизация
Grain structure formation in friction stir welding
S.Yu. Mironov
Institute for Metals Superplasticity Problems, RAS, Ufa, 450001, Russia Tohoku University, Sendai, 980-8579, Japan
The paper studies the general mechanisms of grain structure formation in friction stir welding. It is found that at relatively low welding temperatures, the microstructure can evolve through fragmentation. As the temperature is increased, the microstructure evolution is dominated by primary recrystallization. On cooling to room temperature after friction stir welding, metadynamic recrystallization and grain coarsening can take place. High microstructure inhomogeneity in welds is revealed. It is supposed that this effect can be governed by large temperature and strain gradients, specific plastic flow inherent in friction stir welding, and mechanical wear of a welding tool.
Keywords: friction stir welding, electron backscatter diffraction, microstructure, grain fragmentation, recrystallization
1. Введение
Сварка трением с перемешиванием представляет собой принципиально новый метод получения сварных соединений в металлических материалах [1]. Для осуществления процесса сварки в соответствии с данным методом используется специальный сварной инструмент, типичный образец которого показан на рис. 1. Данный инструмент обычно состоит из массивной верхней части (так называемые «плечики») и меньшей по размеру нижней части (так называемый «пин»). Принципиальная схема сварки трением с перемешиванием приведена на рис. 2. Сварной инструмент, вращающий-
ся вокруг своей оси с очень большой угловой скоростью (рис. 2, а), вводится в стык между двумя свариваемыми деталями на полную глубину пина (рис. 2, б), а затем перемещается вдоль стыка (рис. 2, в). Вследствие трения между вращающимся инструментом и свариваемыми заготовками температура в зоне сварного шва поднимается до ~(0.4...0.9)Гт [2]. Пластифицированный таким образом материал обеих заготовок механически перемешивается, и в результате получается сварное соединение. В международной литературе данный метод сварки известен как friction stir welding (FSW).
Характерной особенностью процесса сварки трением с перемешиванием является возможность осу-
© Миронов С.Ю., 2014
Рис. 1. Инструмент для сварки трением с перемешиванием
ществления сварки в твердом виде, без перевода металла в расплав. Таким образом, ключевым преимуществом этой технологии является избавление от дефектов литой структуры в зоне сварного шва. В результате данный вид сварки обеспечивает получение высококачественных сварных соединений даже в материалах, которые ранее считались непригодными для сваривания [2, 3].
Высокие служебные свойства сварных швов, получаемых посредством сварки трением с перемешиванием, а также относительная простота метода привели к широкому практическому использованию этой технологии в авиакосмической промышленности, автомобиле- и судостроении, при производстве железнодорожных вагонов и в некоторых других областях [4].
Бурное развитие технологии сварки трением с перемешиванием и ее активное использование в промышленности обусловили потребность в более глубоком понимании этого процесса. Данная потребность, прежде всего, вызвана необходимостью совершенствования самого процесса сварки с целью получения оптимального соотношения цена/качество сварных соединений. Среди исследований в этой области одним из ключевых направлений считается изучение особенностей пластического течения и формирования микроструктуры. Предполагается, что глубокое понимание этих процессов позволит управлять микроструктурой и кристаллографической текстурой свариваемого материала и в значительной мере влиять на его служебные свойства.
Кроме того, подобные исследования также представляют интерес и с точки зрения фундаментальной науки. Пластическое течение при сварке трением с перемешиванием осуществляется в условиях очень больших деформаций, высоких температур и больших скоростей деформаций. Формирование микроструктур и кристаллографических текстур при такой экзотической комбинации деформационных условий является относительно малоизученным процессом, и его анализ может обогатить физику прочности и пластичности.
С целью совершенствования фундаментальных представлений о процессе сварки трением с перемешиванием в данной работе кратко рассмотрены общие закономерности формирования зеренной структуры в зоне сварного шва.
В первой части статьи проанализированы особенности эволюции микроструктуры непосредственно в ходе сварки. Во второй части работы рассмотрены некоторые процессы, протекающие в материале непосредственно после сварки — в ходе его охлаждения до комнатной температуры. В третьей части проанализирована макроскопическая однородность зеренной структуры, формирующейся в зоне сварного шва.
Микроструктурные исследования проводились в основном методом автоматического анализа картин дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD). В качестве критерия мало- и большеугловых границ использовалась разориентировка 15°.
2. Эволюция микроструктуры в ходе сварки
Учитывая сложный характер эволюции микроструктуры в ходе сварки трением с перемешиванием, для исследования этого процесса был выбран монокристаллический образец. Данный материал представляется особенно удобным для изучения формирования границ деформационного происхождения и переориентации кристаллической решетки, а также для анализа взаимосвязи между ними. В качестве материала исследования использовалась аустенитная сталь SUS 304 (табл. 1). (Поскольку в работе исследовались сплавы зарубежного производства, здесь и далее для их обозначения использована международная маркировка.)
Рис. 2. Принципиальная схема сварки трением с перемешиванием: вращение сварного инструмента (а), внедрение инструмента в стык между двумя свариваемыми заготовками (б), перемещение инструмента вдоль сварного шва (в), извлечение инструмента из сварного шва по окончании процесса сварки (г)
Таблица 1
Номинальный химический состав (в вес. %) аустенитной нержавеющей стали SUS 304
Fe C Cr Ni Mn Si P S
Основа 0.08 18-20 8-11 2.0 1.0 <0.045 <0.03
Как отмечалось выше, в зависимости от параметров сварки, температура процесса может варьироваться в довольно широком диапазоне — от 0.4Тт до 0.9Тт [2]. Более того, процесс сварки трением с перемешиванием сам по себе характеризуется очень большим градиентом температуры; последняя варьируется от комнатного значения в исходном материале до своего максимума в зоне перемешивания. В ходе сварки материал обычно начинает деформироваться при относительно низких температурах на внешней границе зоны термомеханического влияния. По мере приближения сварного инструмента температура существенно возрастает, и, соответственно, поведение материала может существенно измениться. В связи с вышеизложенным, при исследовании эволюции микроструктуры в ходе сварки трением с пере-
мешиванием уместно проанализировать этот процесс как в низко-, так и в высокотемпературной области.
Принято считать, что основным источником тепла при сварке трением с перемешиванием является трение плечиков о поверхность заготовки [2, 3]. Поэтому для создания низкотемпературных условий деформации сварка осуществлялась посредством неполного погружения пина в материал, в ходе которого плечики не контактировали с его поверхностью. Соответственно, высокотемпературные условия достигались посредством полного погружения пина, при котором обеспечивалось трение между плечиками и поверхностью материала. Подробности эксперимента описаны в работе
[5].
2.1. Низкотемпературная деформация
Деформационная зона, сформировавшаяся около отпечатка пина при его неполном погружении в материал, показана на рис. 3, а. Для исследования эволюции микроструктуры с участка, обозначенного белым прямоугольником, была получена EBSD-карта, которая представлена на рис. 3, б. Варьирование цвета на этой карте
300 мкм I—I
Рис. 3. Эволюция микроструктуры в ходе сварки трением с перемешиванием при относительно низкой температуре: макроструктура, сформировавшаяся после неполного погружения пина в материал (а); EBSD-кaртa, полученная с участка, обозначенного белым прямоугольником на рис. 3, а (б). Прямые полюсные фигуры {100}, {110} и {111} иллюстрируют изменение преимущественной кристаллографической ориентировки по мере приближения к пину. Области, выделенные белыми квадратами на рис. 3, б, показаны при большем увеличении на рис. 4
5 мкм
\ f и
Рис. 4. Эволюция микроструктуры в ходе сварки трением с перемешиванием при относительно низкой температуре: EBSD-карты, иллюстрирующие микроструктуру в области 2 (а) и 3 (б). Мало- и большеугловые границы на EBSD-картах обозначены как серые и черные линии соответственно
соответствует изменению кристаллографической ориентировки зерен, большеугловые границы обозначены темными линиями. Исходя из разницы в морфологии микроструктуры и кристаллографической ориентировке, на карте было выделено три микроструктурных области 1-3. Для иллюстрации микротекстуры в каждой из этих областей на рисунке также приведены прямые полюсные фигуры {100}, {110} и {111}.
Как следует из прямых полюсных фигур, в области 1 выявлено наличие значительного ориентационного градиента, свидетельствующего о начальном этапе разрушения исходной монокристаллической структуры. В области 2 имеет место существенная переориентация кристаллической решетки. Как следует из сопоставления полюсных фигур для областей 1 и 2, данный процесс осуществлялся посредством постепенного разворота решетки от исходной ориентировки монокристалла.
В области 3 имеет место формирование новой деформационной текстуры, а остатки исходной ориентировки монокристалла полностью исчезли. Текстуре деформационного происхождения присущи две важные особенности. Прежде всего, следует отметить выравнивание плотноупакованных кристаллографических плоскостей {111} с поверхностью пина, как показано на полюсной фигуре {111}. Во-вторых, плотноупако-ванные кристаллографические оси (110) ориентированы почти перпендикулярно плоскости прямой полюсной фигуры. Иными словами, они были тангенциальны поверхности пина (рис. 3, а) и, следовательно, являлись параллельными направлению макроскопического сдвига. Таким образом, формирование данной деформационной текстуры наглядно иллюстрирует выравнивание кристаллографических и макроскопических плоскостей и направлений сдвига.
Как очевидно из EBSD-карты, переориентация кристаллической решетки сопровождается интенсивным формированием границ деформационного происхождения. Этот эффект привел в конечном счете к трансформации исходной монокристаллической структуры в ультрамелкозернистую микроструктуру в непосредственной близости от пина (рис. 3, б). Для иллюстрации этого процесса зеренные структуры, сформировавшиеся в областях 2 и 3, показаны при большем увеличении на рис. 4, где мало- и большеугловые границы обозначены серыми и черными линиями соответственно. Распределения границ по углам разориентировки, образовавшиеся в этих областях, приведены на рис. 5, а.
Микроструктура, сформировавшаяся в области 2, довольно специфична (рис. 4, а). Она характеризуется преобладанием малоугловых границ, следы плоскостей залегания которых ориентированы почти параллельно поверхности пина. Некоторые сегменты границ деформационного происхождения накопили разориентировку свыше 15°, превратившись в большеугловые границы. Специфическая морфология последних позволяет сделать два вывода: 1) они формировались за счет постепенного набора угла разориентировки малоугловыми границами и 2) скорость этого процесса существенно варьировалась на различных участках границ деформационного происхождения. Иными словами, представляется, что эволюция микроструктуры развивалась по механизму рекристаллизации in situ. В отечественной литературе этот процесс также известен как фрагментация микроструктуры [6].
Следует, впрочем, отметить, что вдоль некоторых большеугловых границ наблюдались специфические «языки» (пример отмечен стрелкой на рис. 4, а), свидетельствующие о локальной миграции границ. Данный процесс часто ведет к появлению зародышей рекристал-
Рис. 5. Эволюция микроструктуры в ходе сварки трением с перемешиванием при относительно низкой температуре: распределение границ по углам разориентировки в областях 2 и 3 (а) и корреляция между экспериментальным спектром разориентировок для области 3 и спектром, сгенерированным на основе текстурных данных (б)
лизации и соответствует начальной стадии первичной рекристаллизации. Однако в исследованном случае зер-нограничные «языки» выявлялись относительно редко, и поэтому вклад этого механизма в эволюцию микроструктуры, по-видимому, относительно мал.
В области 3 удельная доля большеугловых границ значительно возросла (рис. 5, а), что привело к формированию ультрамелкозернистой микроструктуры (рис. 4, б). Важно отметить, что последняя по-прежнему выровнена по отношению к поверхности пина (рис. 4, б) и средний размер зерен в области 3 примерно равен среднему размеру субзерен в области 2 (~0.4 мкм). Исходя из этого, можно заключить, что эволюция микроструктуры в области 3 главным образом заключалась в постепенном превращении малоугловых границ в большеугловые, т.е. фактически представляла собой дальнейшее развитие процесса фрагментации.
Считается, что формирование большеугловых границ в ходе фрагментации обусловлено разворотом решеток сопряженных кристаллитов по направлению к стабильным кристаллографическим ориентировкам, определяемым схемой нагружения. Иными словами, эволюция границ деформационного происхождения должна быть тесно связана с образованием кристаллографической текстуры. Для оценки влияния текстуры на формирование большеугловых границ в области 3 на основе текстурных данных было сгенерировано так называемое некоррелированное распределение разори-ентировок. В отличие от экспериментального спектра, отражающего разориентировки между соседними пикселами на EBSD-кaрте, некоррелированный спектр был получен без учета пространственной корреляции между пикселами, т.е. были вычислены все возможные разориентировки между пикселами (включая несмежные). Вычисленное распределение сопоставлено с экспериментальным на рис. 5, б. Как следует из данного рисунка, между двумя спектрами имеет место очень хорошее соответствие. Это позволяет заключить, что фор-
мирование большеугловых границ в значительной мере обусловлено эволюцией текстуры.
Таким образом, согласно полученным экспериментальным данным, эволюция микроструктуры в ходе низкотемпературной сварки трением с перемешиванием представляла собой процесс фрагментации. Учитывая, что данный тип сварки осуществляется в условиях очень больших деформаций, полученный результат можно считать вполне ожидаемым.
2.2. Высокотемпературная деформация
Деформационная зона, сформировавшаяся около отпечатка пина при его полном погружении в материал, показана на рис. 6, а. Видно, что эта зона существенно увеличилась в размерах и значительно расширяется по направлению к поверхности образца. Это свидетельствует о значительном влиянии плечиков на пластическое течение материала.
Для изучения процесса эволюции микроструктуры с выделенного участка на рис. 6, а была получена EBSD-карта, которая приведена на рис. 6, б. Как и в предыдущем разделе, варьирование цвета на этой карте соответствует изменению кристаллографической ориентировки, а темные линии обозначают большеугловые границы. Аналогично предыдущему разделу, исходя из разницы в морфологии микроструктуры и ориентации кристаллической решетки, на EBSD-кaрте было выделено три микроструктурных области 1-3. Для иллюстрации микротекстуры в каждой из них приведены прямые полюсные фигуры {100}, {110} и {111}.
В области 1 отмечено появление существенного ориентационного градиента, но материал в целом все еще сохранял свою исходную монокристаллическую структуру. В области 2 кристаллографическая ориентировка заметно меняется; как видно из полюсных фигур, этот разворот кристаллической решетки происходил постепенным и непрерывным образом. Отчетливая граница между двумя областями отсутствует.
300 мкм
Рис. 6. Эволюция микроструктуры в ходе сварки трением с перемешиванием при относительно высокой температуре: макроструктура, сформировавшаяся около отпечатка инструмента в материале (а); EBSD-кaртa, полученная с участка, выделенного на рис. 6, а (б). Прямые полюсные фигуры {100}, {110} и {111} иллюстрируют изменение преимущественной кристаллографической ориентировки по мере приближения к инструменту. Область, выделенная белым квадратом на рис. 6, б, показана при большем увеличении на рис. 7
Однако по мере дальнейшего приближения к сварному инструменту картина быстро меняется. Переход к области 3 ведет к принципиальному изменению как
морфологии микроструктуры, так и ориентации кристаллической решетки. В данном случае анализ смещения текстурных пиков на полюсных фигурах уже не поз-
Рис. 7. Эволюция микроструктуры в ходе сварки трением с перемешиванием при относительно высокой температуре: EBSD-карта, иллюстрирующая микроструктуру в областях 2 и 3. Малоугловые, большеугловые и двойниковые границы обозначены тонкими серыми, черными и толстыми серыми линиями соответственно
Рис. 8. Эволюция микроструктуры в ходе сварки трением с перемешиванием при относительно высокой температуре: распределения границ по углам разориентировки в областях 2 и 3 (а); отклонение экспериментально измеренной разориентировки на двойниковых границах от идеальной £3 (б)
воляет утверждать, что переориентация решетки происходила постепенно и непрерывно. Как и в предыдущем разделе, текстура, сформировавшаяся в области 3, характеризовалась выравниванием кристаллографической оси (110) перпендикулярно плоскости прямых полюсных фигур и параллельно направлению макроскопического сдвига. С другой стороны, плотноупакован-ная плоскость {111} в данном случае была ориентирована параллельно плечикам, как показано на рисунке. Это свидетельствует о принципиальном изменении характера пластического течения, которое контролировалось уже не пином, а плечиками инструмента.
Для иллюстрации процесса формирования границ деформационного происхождения участок, выделенный на большой EBSD-кaрте, показан при большем увеличении на рис. 7. На этом рисунке малоугловые, боль-шеугловые и двойниковые границы £3 обозначены соответственно тонкими серыми, черными и толстыми серыми линиями. Спектры разориентировок, сформировавшиеся в областях 2 и 3, приведены на рис. 8, а.
Как следует из рис. 7, в области 2 имело место интенсивное формирование границ деформационного происхождения. Интересно отметить, что эти границы были ориентированы примерно параллельно поверхности плечиков (т.е. поверхности макроскопического сдвига) и их образование было схоже с процессом, рассмотренным в предыдущем разделе. С другой стороны, отличительной особенностью рассматриваемой микроструктуры было появление относительно крупных равноосных зерен, свободных от малоугловых границ, но содержащих двойники (рис. 7). Важно подчеркнуть, что образование двойников (отжига) в ходе горячей деформации аустенитной стали обычно считается связанным с рекристаллизацией или ростом зерен. Таким образом,
образование этих зерен можно трактовать как свидетельство протекания в материале начальной стадии первичной рекристаллизации.
В области 3 материал почти полностью рекристал-лизовался (рис. 7), что привело к существенному уменьшению фракции малоугловых границ (рис. 8, а). Последний эффект был, очевидно, связан с их поглощением границами зерен в ходе образования и роста ре-кристаллизационных зародышей. С другой стороны, в микроструктуре значительно возросло содержание двойников (рис. 7), что привело к появлению ярко выраженного максимума около 60° на распределении границ по углам разориентировки (рис. 8, а).
Таким образом, полученные результаты свидетельствуют, что формирование зеренной структуры в условиях высокотемпературной сварки трением с перемешиванием может представлять собой процесс первичной рекристаллизации. Учитывая высокую подвижность большеугловых границ при повышенных температурах, данный вывод также представляется вполне ожидаемым. Однако остается не вполне понятным, была ли эта рекристаллизация динамической или же она имела место уже после сварки — в ходе охлаждения материала до комнатной температуры.
Для ответа на этот вопрос были проанализированы разориентировки на двойниковых границах. Как известно, границы двойников могут претерпевать существенные изменения в ходе деформации, в результате которых их разориентация может значительно отклоняться от первоначального значения [7]. Иными словами, двойниковые границы могут служить своеобразными индикаторами деформации. Посредством измерения отклонения их разориентировки от идеальной величины можно судить о том, испытал ли исследуемый материал значи-
Таблица 2
Номинальный химический состав (в вес. %) алюминиевого сплава АА 6016
А1
Основа
Mg
0.25-0.60
Си
0.20
Si
1.00-1.50
Fe
0.50
Мп
0.20
Сг
0.10
7п
0.20
ТС
0.15
Рис. 9. Эволюция микроструктуры в ходе охлаждения после сварки трением с перемешиванием: оптическая фотография макроструктуры, сформировавшейся около сварного инструмента при сварке алюминиевого сплава АА6016 (а); EBSD-кaрты полученные на различном удалении от сварного инструмента (б-д). Радиус плечиков г = 7.5 мм. НС, НН и ПН — направление сварки, направление нормали и поперечное направление
тельную деформацию или же нет. Более подробно эта методика описана в работе [8].
Отклонение экспериментально измеренных разори-ентировок на двойниковых границах от 23 в области 3 представлено на рис. 8, б. Как следует из рисунка, в подавляющем большинстве случаев отклонения находились в пределах экспериментальной погрешности EBSD (~2°) и разориентировка на границах двойников была близка к идеальной. Исходя из этого, можно заключить, что эти двойники не испытали значительной деформации и, следовательно, конечная микроструктура сформировалась, скорее всего, уже после сварки. Иными словами, рекристаллизация, по всей видимости, носила метадинамический характер.
3. Изменение микроструктуры в ходе охлаждения после сварки
Как было показано в предыдущем разделе, микроструктура в зоне сварного шва может существенно изменяться в ходе охлаждения разогретого материала до комнатной температуры после сварки. Для более подробного изучения этого эффекта был использован так называемый «stop action» метод [9]. Последний заключался в аварийной остановке процесса сварки трением
с перемешиванием и немедленной закалке области шва. Данный способ позволяет проанализировать материал, непосредственно контактировавший со сварным инструментом в ходе обработки, а затем сравнить полученные результаты с конечной микроструктурой сварного шва; на основании этого можно судить об эволюции микроструктуры в ходе охлаждения материала после сварки. Исследование проводилось на алюминиевом сплаве АА6016 (табл. 2), подробности эксперимента приведены в работе [10].
Для анализа эволюции микроструктуры были получены четыре EBSD-кaрты на различном удалении от сварного инструмента, как показано на рис. 9. На этих картах варьирование цвета отвечает изменению кристаллографической ориентировки зерен; мало- и боль-шеугловые границы обозначены белыми и черными линиями соответственно. Изменение среднего размера зерен с расстоянием от сварного инструмента приведено
Таблица 3
Изменение среднего размера зерен по мере удаления от сварного инструмента (рис. 9)
Микроструктурная область 1 2 3 4
Средний размер зерен, мкм 9 13 13 12
Таблица 4
Номинальный химический состав (в вес. %) алюминиевого сплава АА 5052
Al Mg Cu Si Fe Mn Cr Zn
Основа 2.20-2.80 0.10 0.25 0.40 0.10 0.15-0.35 0.10
в табл. 3. Как следует из данной таблицы, имело место существенное огрубление микроструктуры. Таким образом, данный эксперимент подтверждает, что материал в зоне сварного шва может претерпевать значительные изменения в ходе охлаждения до комнатной температуры после сварки трением с перемешиванием.
4. Макроскопическая неоднородность структуры внутри сварного шва
Как отмечалось выше, специфической особенностью процесса сварки трением с перемешиванием является большой градиент деформации и температуры внутри сварного шва. Более того, характер пластического течения может также существенно варьироваться внутри зоны перемешивания. В частности, в работе [11] было показано, что в верхней части сварного шва он может определяться плечиками инструмента, а в нижней — пином. Как следствие, сварным швам должна быть присуща значительная неоднородность микроструктуры. Для ее детальной характеризации в работе [12] была получена большая EBSD-кaртa, охватывающая все поперечное сечение шва. Для исследований использовался алюминиевый сплав АА5052 (табл. 4).
Экспериментальные данные представлены на рис. 10. Для простоты на рис. 10, а и б приведены только мало- и большеугловые границы соответственно. Ис-
ходя из варьирования доли большеугловых границ и среднего размера зерен, внутри сварного шва было выделено несколько микроструктурных областей, как показано на рис. 10, в и в табл. 5, 6.
Как было показано выше, при сварке трением с перемешиванием имеет место комбинация вращательного и поступательного движений сварного инструмента (рис. 2). Это обусловливает асимметричный характер процесса — на одной стороне сварного шва вращательное и поступательное движения совпадают, а на другой они являются разнонаправленными. В международной литературе эти две стороны именуются соответственно как advancing side и retreating side. На рис. 10 и в табл. 5 и 6 они обозначены как AS и RS.
В зоне термомеханического влияния размер зерен не изменился существенно по сравнению с исходным материалом (табл. 5), однако доля малоугловых границ существенно возросла (табл. 6, рис. 10, а). Напротив, центральная часть зоны перемешивания характеризовалась относительно малым размером зерен (табл. 5), но высоким содержанием большеугловых границ (табл. 6). Данные особенности микроструктуры сварных швов хорошо описаны в литературе [2] и обычно объясняются различиями в температуре и величине накопленной деформации. В частности, считается, что температура и деформация в зоне термомеханического воздействия
Область износа
Рис. 10. Панорамные EBSD-карты, иллюстрирующие пространственное распределение малоугловых (а) и большеугловых границ (б) внутри сварного шва, а также схема, иллюстрирующая микроструктурные области внутри шва (в). ЗТМВ — зона термомеханического влияния, НС, НН и ПН — направление сварки, направление нормали и поперечное направление, RS и AS — advancing side и retreating side соотвественно
Таблица 5
Изменение среднего размера зерен внутри шва (рис. 10)
Микроструктурная область Средний размер зерен, мкм
ЗМТВ RS Зона перемешивания ЗМТВ AS
RS Центр AS
Исходный материал 14.2
Поверхностный слой 7.0 8.2 6.7
Верхняя область 12.3 11.8 11.0
Центральная область 12.8 9.9 10.5 10.4 13.4
Нижняя область 8.8 9.4 9.2
Область износа 7.0
Примечание: ЗМТВ — зона термомеханического влияния, AS и RS — advancing side и retreating side соответственно
являются относительно небольшими и поэтому малоугловые границы не успевают трансформироваться в большеугловые. С другой стороны, в центре зоны перемешивания термомеханические условия полагаются достаточными для полного завершения процесса рекристаллизации.
Примечательной особенностью сварного шва является поверхностый слой мелкозернистой микроструктуры (рис. 10, в, табл. 5). Эта микроструктурная область является наиболее ярко выраженной на периферии сварного шва, где он представлен специфическим волнообразным рельефом (выделено на рис. 10, б). Как продемонстрировано в работе [11], образование этого рельефа обусловлено специфическим характером пластического течения в верхней части сварного шва. Было показано, что поверхностный слой свариваемых заготовок захватывается вращающимися плечиками, вращается вокруг оси сварного инструмента, а затем осаждается на поверхности шва [11]. В ходе этого процесса поверхностный слой материала испытывает наибольшую деформацию при наивысшей температуре по сравнению с другими микроструктурными областями шва. Как сле-
дует из результатов, представленных в табл. 5, эти экстремальные условия деформации способствуют формированию наиболее мелкозернистой микроструктуры.
В ходе осаждения этого поверхностного слоя верхняя часть зоны перемешивания испытывает дополнительную (вторичную) деформацию [11]. Судя по рис. 10, а и табл. 6, это способствует формированию малоугловых границ и уменьшает долю большеугловых разориентировок в этой микроструктурной области.
Нижняя область зоны перемешивания (рис. 10, в) выделяется относительно небольшим размером зерен (табл. 5). Причина этого не вполне ясна. Одним из возможных объяснений может служить относительно высокая скорость охлаждения в этой области, обусловленная быстрым теплоотводом в холодную подложку. В результате рекристаллизация и рост зерен в этой области после сварки (как обсуждалось в предыдущем разделе) должны быть в значительной мере подавлены.
Характерной особенностью исследуемого сварного шва являлась мелкозернистая область на границе раздела между центральной и нижней областями зоны перемешивания (отмечена стрелкой на рис. 10, б). Как было
Таблица 6
Варьирование доли большеугловых границ внутри сварного шва (рис. 10)
Микроструктурная область Средний размер зерен, мкм
ЗМТВ RS Зона перемешивания ЗМТВ AS
RS Центр AS
Исходный материал 84
Поверхностный слой 62 66 70
Верхняя область 52 60 55
Центральная область 48 77 77 74 56
Нижняя область 77 76 74
Область износа 78
предположено в работе [12], данный эффект был, возможно, связан с механическим износом сварного инструмента в ходе сварки трением с перемешиванием. Продукты износа в виде дисперсных частиц стабилизируют зеренную структуру в этой области, препятствуя ее огрублению при охлаждении материала после сварки.
Таким образом, структура сварных швов является макроскопически неоднородной. Данный эффект связан как с наличием существенных градиентов деформации и температуры, так и со специфическим характером пластического течения и поэтому, по-видимому, является характерной чертой процесса сварки трением с перемешиванием.
5. Выводы
В данной работе исследовались общие закономерности формирования зеренной структуры в ходе сварки трением с перемешиванием. В результате были сформулированы следующие выводы.
1. При относительно низких температурах, эволюция микроструктуры в ходе сварки представляет собой процесс фрагментации. Данный эффект, по-видимому, связан с очень большими деформациями, испытываемыми материалом в ходе обработки. При повышении температуры подвижность границ зерен возрастает, и ключевым процессом формирования зеренной структуры может стать первичная рекристаллизация.
2. Поскольку температура сварки трением с перемешиванием может быть относительно высока, то в ходе остывания материала после сварки в нем могут иметь место метадинамическая рекристаллизация и рост зерен.
3. Характерной чертой сварных швов является макроскопическая неоднородность микроструктуры. Данный эффект обусловлен как градиентом деформации и температуры, а также специфическим характером пластического течения, присущих сварке трением с перемешиванием, так и возможным механическим износом сварного инструмента.
Автор считает своим долгом выразить благодарность профессорам Y.S. Sato, H. Kokawa и А.В. Корзни-кову за обсуждение полученных результатов и научные консультации, Dr. U.F.H.R. Suhuddin, Dr. J. Jeon, Dr. K. Masaki, A. Honda за помощь в проведении экспериментов. Автор также очень признателен к.ф.-м.н. Т.Н. Коньковой за помощь в подготовке статьи.
Литература
1. Thomas W.M., Nicholas E.D., Needham J.C., Murch M.G., Temple-Smith P., Dawes C.J. Friction Stir Butt Welding: International Patent Application No. PCT/GB92/02203 and GB Patent Application No. 9125978.8, Dec. 6, 1991.
2. Mishra R.S., Ma Z.Y. Friction stir welding and processing // Mater. Sci. Eng. R. - 2005. - V. 50. - P. 1-78.
3. Nandan R., DebRoy T., Bhadeshia H.K.D.H. Recent advances in friction-stir welding — process, weldment structure and properties // Progr. Mater. Sci. - 2008. - V. 53. - P. 980-1023.
4. Shtrikman M. Current state and development of friction stir welding. Part 3. Industrial application of friction stir welding // Welding Int. -2008. - V. 22. - P. 806-815.
5. Jeon J., Mironov S., Sato Y.S., Kokawa H., Park S.H.C., Hirano S. Friction-stir spot welding of single crystal austenitic stainless steel // Acta Mater. - 2011. - V. 59. - P. 7439-7449.
6. Рыбин B.B. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.
7. Нестерова E.B., Рыбин B.B. Механическое двойникование и фраг-
ментация технически чистого титана при больших пластических деформациях // ФММ. - 1985. - Т. 59. - С. 395-406.
8. Конькова Т.Н., Миронов С.Ю., Корзников A.B., МышляевМ.М. Разделение механических двойников и двойников отжига посредством EBSD // Физ. мезомех. - 2012. - Т. 15. - № 3. - С. 101-104.
9. Prangnell P.B., Heason C.P. Grain structure formation during friction stir welding observed by the "stop action technique" // Acta Mater. -2005. - V. 53. - P. 3179-3192.
10. Suhuddin U.F.H.R., Mironov S., Sato Y.S., Kokawa H. Grain structure and texture evolution during friction stir welding of thin 6016 aluminum alloy sheets // Mater. Sci. Eng. A. - 2010. - V. 527. -P. 1962-1969.
11. Suhuddin U.F.H.R., Mironov S, Sato Y.S., Kokawa H., Lee C.-W. Grain structure evolution during friction stir welding of AZ31 magnesium alloy // Acta Mater. - 2009. - V. 57. - P. 5406-5418.
12. Mironov S, Masaki K., Sato Y.S., Kokawa H. Relationship between material flow and abnormal grain growth in friction-stir welds // Scripta Mater. - 2012. - V. 67. - P. 983-986.
Поступила в редакцию 20.11.2013 г.
Сведения об авторе
Миронов Сергей Юрьевич, к.ф.-м.н., нс ИПСМ РАН, s-72@mail.ru, smironov@material.tohoku.ac.jp
