CC BY
134
УДК 669.35:539.35
Структурная неоднородность сварного соединения алюминиевого сплава и моделирование его упругой деформации
С.В. Смирнов, Н.Б. Пугачева, М.В. Мясникова, Е.О. Смирнова
Институт машиноведения УрО РАН, Екатеринбург, 620049, Россия
Проведено исследование состава и структуры соединений алюминиевого сплава 01420Т, полученных путем сварки СО2-лазером. Определена локальная величина модуля нормальной упругости во всех зонах сварного шва по результатам анализа участка разгрузки диаграмм вдавливания алмазного индентора. С помощью численного моделирования поведения сварного соединения в условиях циклического нагружения показано, что учет фактического распределения модуля упругости в зоне сварного шва позволяет уточнить величину амплитудных значений упругих деформаций.
Ключевые слова: алюминиевые сплавы, микроструктура, сварное соединение, индентирование, микротвердость, модуль упругости, деформация
Heterogeneity of an Al alloy weld and simulation of its elastic deformation
S.V. Smirnov, N.B. Pugacheva, M.V. Myasnikova, and E.O. Smirnova
Institute of Engineering Science, UrB RAS, Ekaterinburg, 620049, Russia
The composition and structure of 01420Т aluminum alloy welds obtained by welding with a СО2 laser were studied. Local elastic moduli in all zones of the weld were determined through analyzing the unloading portions of diamond indentation diagrams. Numerical simulation of the behavior of the weld under cyclic loading was performed demonstrating that accounting for actual elastic modulus distribution in the weld zone allows more accurate determination of elastic strain amplitudes.
Keywords: aluminum alloys, microstructure, weld, indentation, microhardness, elastic modulus, strain
1. Введение
Традиционно элементы алюминиевых конструкций, используемых в авиационной промышленности, соединяются клепкой или с помощью резьбовых соединений. Однако в последние годы начали осуществляться проекты применения для этих целей методов сварки, что позволяет получить существенные экономические выгоды в авиастроении. Успешным примером может служить европейский проект Airbus создания пассажирских самолетов А-350 и A-800, у которых нижняя часть фюзеляжа изготовлена сварной из листов алюминиевых сплавов. Особые физико-химические свойства этих материалов, в частности высокая химическая активность, предъявляют специфические требования к технологическим параметрам сварки [1-3]. Некорректный выбор режимов сварки алюминиевых сплавов приводит к образованию дефектов соединений, которые являются причиной существенного снижения механических
свойств как в материале сварного шва, так и в зоне термического влияния.
Несмотря на преимущества лазерной сварки по сравнению с другими способами, даже при ее использовании для алюминиевых сплавов не удается избежать проблемы снижения прочности [3-5]. Обусловлено это локальностью термического нагрева, высокой теплопроводностью алюминиевых сплавов, быстрым образованием окислов, поглощением газов из окружающей среды, высокой отражающей способностью материала. Следует учитывать и тот факт, что сплав 01420 является термически упрочняемым за счет формирования дисперсных равномерно распределенных по всему объему частиц 8'-фазы AlзLi в результате специальной термической обработки — закалки при 450 °С и старении при 120 °С [6, 7]. Расплавление и кристаллизация с высокой скоростью этого сплава в сварочной ванне неизбежно изменят морфологию и количество частиц 8'-фазы, рав-
© Смирнов C.B., Пугачева Н.Б., Мясникова М.В., Смирнова Е.О., 2014
но как и нагрев материала в зонах термического влияния. Структурная неоднородность обязательно приведет к неоднородности распределения упругопластических характеристик сплава по ширине сварного соединения, определяющих его прочность при механическом нагру-жении. В связи с этим интерес представляют исследования взаимосвязи структурной неоднородности и распределения значений упругих характеристик, а также создание методик расчета напряженно-деформированного состояния с учетом этих неоднородностей.
Целью данной работы являлось определение характеристик напряженно-деформированного состояния в разных зонах сварного соединения алюминиевого сплава с учетом изменения упругих свойств, обусловленных структурной неоднородностью.
2. Материал и методика исследований
В качестве объектов исследования были использованы листовые заготовки толщиной 1.5 мм из сплава 01420Т в состаренном состоянии, т.е. после полной термообработки. Сварка осуществлялась на газовом С02-лазере ИТПМ СО РАН. Мощность излучения составила 3.5 кВт, скорость перемещения детали относительно луча 1.5 м/мин, длина волны излучения X = = 10.6 мкм. В качестве защитного газа был использован гелий, обдувку сварного соединения производили сверху. Сплав имел следующий химический состав (масс. %): 5.6 Mg, 0.2-0.4 Mn, 1.9-2.3 Li, 0.05 Cu, 0.007 Si, 0.09-0.15 Zr, 0.3 Fe, 0.1 Ti, 0.005 Na, Al — остальное.
Поверхность шлифов, изготовленных по поперечному резу шва, исследовали методами оптической металлографии на микроскопе Neophot 21, микрорент-геноспектрального анализа на приборах Camebax и TESCAN VEGA II XMU с приставкой OXFORD (локальность анализа 2 мкм, погрешность 5 % от измеряемой концентрации). Характер распределения значений микротвердости определяли на приборе LEICA VMHT при нагрузке 0.5 Н. Электронно-микроскопические исследования тонких фольг на просвет выполнены на электронном микроскопе JEM-200CX в режимах светлого, темного полей и дифракции, при этом фольги вырезали из материала сварного шва, зоны термического влияния и основного сплава.
Для исследования характера распределения модуля нормальной упругости в зоне сварного соединения проводили испытания, заключающиеся во внедрении алмазного индентора Виккерса на инструментированном микротвердомере FISHERSCOPE 2000xym. Испытания проводили вдоль линий сканирования поперек шлифа через все зоны сварного соединения и по толщине с шагом 15-20 мкм. Построена серия кривых «усилие -глубина внедрения индентора», типичный вид диаграмм приведен на рис. 1. Модуль упругости определяли с
Глубина внедрения
Рис. 1. Диаграмма внедрения индентора: 1 — стадия нагрузки; 2 — стадия разгрузки
помощью методики Оливера-Фарра [8, 9] по начальному наклону кривой «усилие - глубина» на стадии разгрузки в соответствии с международным стандартом ISO 14577.
Для оценки возможного влияния распределения модуля нормальной упругости на характеристики напряженно-деформированного состояния сварного соединения в условиях циклического нагружения было осуществлено конечно-элементное моделирование с помощью программы ANSYS, v.12.0. С учетом симметрии рассматривали половину сварного соединения. В соответствии с инструментальными измерениями, ширина половины сварного шва была принята 0.6 мм. Для того чтобы учесть изменение нормального модуля упругости как по ширине, так и по высоте шва, модель сварного соединения задавали по группам элементов. Промежуточные значения модуля упругости получали путем линейной интерполяции по результатам экспериментов, усредненным вдоль линий сканирования. Помимо модуля упругости, задавали коэффициент Пуассона, равный 0.33 [6]. Причем в отличие от модуля упругости его считали постоянным по всей ширине сварного соединения. Сетку конечных элементов строили неравномерно со сгущениями вблизи точек сопряжения геометрических элементов (рис. 2). Всего использовали примерно 860 конечных элементов типа PLANE.
Моделировали плоскую упругую деформацию растяжения-сжатия в направлении перпендикулярном сварному шву под действием давления ±238 МПа, состав-
Рис. 2. Конечно-элементная модель сварного соединения
ляющего 0.9 от предела текучести основного металла. В результате расчетов получили распределение характеристик напряженно-деформированного состояния в плоскости поперечного сечения сварного шва. Для сравнения провели аналогичное моделирование процессов плоской деформации растяжения-сжатия сварного соединения при постоянном значении нормального модуля упругости, соответствующем основному металлу Е = 76 ГПа [6].
3. Результаты и их обсуждение
Основу сплава 01420 составляет а-твердый раствор легирующих элементов (главным образом, Li и Mg) в алюминии. Основной упрочняющей фазой является 8'-фаза с упорядоченной ГЦК-решеткой типа L12, частицы которой размерами 30 нм равномерно распределены по всему объему сплава. Кроме того, в сплаве присутствуют в небольшом количестве интерметаллиды
ч ¡1. Л. -Г ■ 0.5 мкм
* ,f -1 ki
...... ,..,.
г ':>;v:-
■ ■
Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение сплава 01420 в зоне сварного шва: светлопольное изображение (а), темнопольное изображение в сверхструктурном рефлексе [110]8 (б), темнопольное изображение в структурном рефлексе [220]8 (в), микродифракция, ось зоны [112]8 (г)
1000 мкм
A1 Fe m/;;-------------------------..... SiFe Si 1 il
1 Si
108 116 123 1211 128 123 129 138 | 148 157 162 HV °.°5 Зона термического Основной Сварной ш°в влияния металл
Рис. 5. Распределение элементов и микротвердости по ширине сварного соединения (линия сканирования отмечена белой линией)
железа FeAl, кремния и магния Mg2Si, размеры частиц которых составляют 10-20 мкм.
Ширина сварного шва в поперечном сечении 1.01.2 мм, ширина зоны термического влияния 2 мм. Микроструктура сплава и сварного шва показана на рис. 3. Сварной шов имеет разориентированную дендритную структуру в центральной части (рис. 3, а) и столбчатые дендриты вблизи зоны термического влияния (рис. 3, б).
При высокой скорости кристаллизации материала сварного шва успевает выделиться упрочняющая фаза 8'-фаза (рис. 4). Размер частиц этой фазы в среднем составляет 10-15 нм (рис. 4, б).
На границе с нерасплавленным при лазерном воздействии материалом формируется зона мелких равноосных зерен шириной 20 мкм (рис. 3, б). В материале зоны термического влияния не зафиксирован существенный рост размера зерен, частично сохранилась текстура деформации исходного сплава, однако отмечено появление новых рекристаллизованных зерен размером 0.6 мкм. В материале зон термического влияния обнаружены равномерно распределенные частицы 8'-фазы, существенно отличающиеся по размерам: основная масса частиц имела размеры около 30 нм, как и в исходном сплаве, однако размер некоторых из них достигал 70 нм. Следует помнить, что при лазерной обработке скорости нагрева и охлаждения очень высоки (порядка 600-1000 °С/с), поэтому в зонах термического влияния изменения, связанные с нагревом, крайне небольшие, что проявилось и в незначительном снижении значений микротвердости (рис. 5). Твердость исходного сплава 01420 выше, чем в зоне термического влияния и в сварном шве, причем минимальные значения твердости наблюдаются в центральной части сварного шва.
На нетравленых образцах видны дефекты сварного шва в виде глобулей размерами 0.1-0.8 мм, концентри-
Рис. 6. Состав включений в сварном шве сплава 01420
80-
св
С
и <
bi 60"
0 ~2 4 6
Расстояние от середины шва, мм
в области усиления (а) и в донной области шва (б)
ческих прослоек (рис. 6, а), которые располагаются в верхней части швов на границе с зоной термического влияния. По химическому составу они неоднородны: содержат оксиды Fe2O3, М§0, SiO2, А1203, СаО, концентрические прослойки состоят преимущественно из оксидов SiO2 с содержанием кремния до 23 масс. % (рис. 6, а). В отдельных глобулярных включениях на-
блюдаются частицы другого цвета неправильной формы, состоящие практически из чистого железа. Его концентрация составила 98.2 масс. %, остальное: кремний — 0.09 масс. %, марганец — 0.05 масс. %, магний — 0.04 масс. %, алюминий — 0.25 масс. %. Наблюдаемые включения, вероятнее всего, образуются в процессе лазерной сварки в результате коагуляции мелких
0.00085 0.00179 0.00227 0.0036 0.0046
0.00132 0.00226 0.0032 0.0041 0.0051
0.0007 0.0014 0.0021 0.0029 0.0037
0.0011 0.0018 0.0025 0.0032 0.0040
-0.0051 -0.0042 -0.0032 -0.0023 -0.0013 -0.0046 -0.0037 -0.0027 -0.0018 -0.0004
SSYS-0
ЫК =-0±891Э SHN =-.004032 SHX =-_696Е-0Э
I-1--^-
-0.0041 -0.0033 -0.0026 -0.0017 -0.0014 -0.0036 -0.0029 -0.0022 -0.0011 -0.0007
Рис. 8. Распределение деформации 8в зоне сварного соединения: плоскодеформированное растяжение при переменном модуле упругости (а); плоскодеформированное сжатие при переменном модуле упругости (б); плоскодеформированное растяжение при постоянном модуле упругости (в); плоскодеформированное сжатие при постоянном модуле упругости (г)
железосодержащих и кремнийсодержащих частиц, присутствующих в сплаве 01420.
Мелкие включения неправильной формы размером 10-30 мкм, равномерно расположенные по всему объему шва, практически не отличаются от частиц в самом сплаве 01420. Эти частицы металлографически отличаются по цвету (рис. 6, б): часть светлых включений содержит железо в виде интерметаллида FeAl, вблизи таких включений наблюдается увеличение концентрации кремния; в другой группе светлых включений содержатся цирконий и титан-интерметаллид А13^г, Т^; темные включения содержат кремний и магний в виде соединения Mg2Si.
Таким образом, полученные сварные соединения характеризуются структурной неоднородностью, которая определяет неравномерное распределение свойств по ширине швов. На рис. 7 приведены результаты определения модуля упругости вдоль линий сканирования вблизи донной части и усиления шва. В отличие от твердости, модуль упругости не является структурно-чувствительной характеристикой, а определяется в основном параметрами кристаллической решетки и поэтому не меняет своего среднего значения в зоне термического влияния. Снижение модуля упругости металла в зоне сварного шва обусловлено меньшей его плотностью из-за наличия микропор, расположенных в междендритных пространствах. Поэтому для исследованного сварного шва корректней говорить об определении эффективных значений модуля упругости.
Анализ расчетных данных показал, что при рассматриваемой геометрии сварного соединения амплитудные значения напряжений стхх и деформаций ехх вдоль оси нагружения имеют место на наружной поверхности в зоне сопряжения усиления сварного шва со свариваемыми листами. Причем они зависят от того, задавался ли при моделировании модуль упругости постоянным или учитывалось его фактическое распределение в сварном соединении. Так, например, если в первом случае амплитудные (предельные) значения деформации в цикле е= ±0.004 (рис. 8, в, г), то во втором е= ±0.005 (рис. 8, а, б), т.е. учет неоднородности распределения модуля упругости увеличивает на 25 % расчетную величину амплитудной деформации.
4. Заключение
Исследовано изменение структурного состояния алюминиевого сплава 01420 по ширине сварного соедине-
ния. Показано, что в зонах термического влияния эти изменения крайне незначительны. Структура материала сварных швов соответствует литому состоянию сплава с характерной дендритной ликвацией и неравномерным распределением значений микротвердости и модуля нормальной упругости. Упрочняющая 8'-фаза Al3Li формируется как в материале сварного шва, так и в зоне термического влияния, отличаясь по размерам от основного сплава: в сварном шве размер частиц 10-15 нм, в зоне термического влияния — от 30 до 70 нм, в основе — 30 нм.
Учет неоднородности распределения модуля упругости позволит повысить точность расчетов параметров напряженно-деформированного состояния сварного соединения алюминиевых листов при нагружении. Особенно это может сказаться при прогнозировании усталостной долговечности сварного соединения, поскольку интенсивность накопления поврежденности материала в этом случае наибольшим образом определяется амплитудными значениями деформаций.
Работа выполнена при поддержке совместного проекта ИМАШ УрО РАН (Екатеринбург) и ИТПМ им. С.А. Христиановича СО РАН (Новосибирск) № 12-С-1-1026.
Литература
1. Рабкин Д.М., Игнатьев В.Г., Добвищенко И.В. Сварка алюминия и его сплавов. - Киев: Наукова думка, 1983. - 80 с.
2. Криштал М.А., Жуков A.A., Кокора А.Н. Структура и свойства сплавов, обработанных излучением лазера. - М.: Металлургия, 1973. - 192 с.
3. Григорьянц А.Г., Шиганов И.Н. Лазерная сварка металлов. - М.: Высшая школа, 1988. - 207 с.
4. Забелин А.М., Оришич А.М., Чирков А.М. Лазерные технологии машиностроения. - Новосибирск: НГУ, 2004. - 141 с.
5. Батаев А.А., Буров В.Г., Шихалев Э.Г., Оришич А.М., Афонин Ю.В., Батаев И.А. Причины охрупчивания сварных швов при лазерной сварке алюминиевых сплавов // Обработка металлов. - 2005. -Т. 29. - № 4. - С. 8-10.
6. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1981. - 416 с.
7. Фридляндер И.Н. Алюминиевые сплавы с литием и магнием // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2003. -№ 9. - С. 13-16.
8. Oliver W.C., Pharr G.M. An improved technique for determining hardness and elastic modulus using load and displacement sensing indentation experiments // J. Mater. Res. - 1992. - V. 7. - No. 6. - P. 15641583.
9. Федосов С.А., Пешек Л. Определение механических свойств материалов микроиндентированием: современные зарубежные методики. - М.: Физический факультет МГУ, 2004. - 100 с.
Поступила в редакцию 09.09.2013 г.
Сведения об авторах
Смирнов Сергей Витальевич, д.т.н., снс, зам. дир. ИМАШ УрО РАН, svs@imach.uran.ru Пугачева Наталия Борисовна, д.т.н., внс ИМАШ УрО РАН, nat@imach.uran.ru Мясникова Марина Валерьевна, к.т.н., нс ИМАШ УрО РАН, marina@imach.uran.ru Смирнова Евгения Олеговна, к.т.н., нс ИМАШ УрО РАН, evgeniya@imach.uran.ru
