Regularities of structure formation in AA2024 alloy during high-intensity plastic deformation under conditions of adhesi.pdf Введение Сварка и обработка трением с перемешиванием (или фрикционная перемешивающая сварка/обработка) в настоящее время являются широко распространенными технологическими операциями, применяемыми для получения неразъемных соединений и модифицирования поверхностных слоев алюминиевых, медных, титановых сплавов, сталей и др. [1, 2]. Процесс сварки/об¬работки трением с перемешиванием заключается во внедрении в материал вращающегося инструмента, деформирующего и разогревающего материал, после чего при продольном перемещении формируется неразъемное соединение или обработанные слои с наличием нескольких основных структурных зон [3]. К основным зонам, выделяемым в материале после фрикционной перемешивающей обработки или сварки, относятся зона перемешивания, зона термомеханического влияния и зона термического влияния. Механизм формирования зоны перемешивания, представленной в основном рекристаллизованными зернами основного материала ультрамелкодисперсного размера, достаточно сложен и рассмотрен в работах [4, 5]. Одним из основных механизмов в этом случае [5] является послойный адгезионный перенос, обусловленный поэтапным адгезионно-когезион¬ным переносом материала из зоны перед инструментом в зону за инструментом. Такое описание не учитывает ряда процессов, происходящих в процессе фрикционной перемешивающей обработки, таких как экструзия материала из зоны трения, имеющих место также и при высоконагруженном фрикционном взаимодействии [6]. Процессы адгезионного переноса материала и экструдирования материала происходят при сварке или обработке трением с перемешиванием одновременно, и до настоящего времени не установлена роль данных механизмов в формировании структуры материала зоны перемешивания. До сих пор мало изучены структурно-фазовые превращения в термически упрочняемых алюминиевых сплавах, важные при сварке или обработке трением с перемешиванием [7]. Для установления закономерностей структурообразования при различных процессах, являющихся составляющими фрикционной перемешивающей сварки/обра¬ботки, целесообразным представляется проведение модельных экспериментов, позволяющих эмитировать процесс пластической деформации, фрагментации и течения материала с преобладанием либо экструдирования материала из зоны трения, либо адгезионного переноса материала. В таком случае с помощью сопоставления структуры материала, полученной при сварке/обработке трением с перемешиванием и при модельных испытаниях, возможно установление физической природы формирования зоны перемешивания. Поэтому цель настоящей работы - проведение модельных испытаний на высоконагруженное трение со сложной конфигурацией контртела, используемой для повышенного экструдирования материала из зоны трения. Материал и методика Образцы из термоупрочняемого алюминиевого сплава Д16 получали по схеме, представленной на рис. 1, a-e. При трении в паре с контртелом в виде полусферы (рис. 1, а) за счет повышения температуры, пластификации материала, его деформации и фрагментации происходило экструдирование материала из зоны трения (рис. 1, б), после чего в развитии процесса увеличивалось выдавливание материала (рис. 1, в, г). За счет адгезионных сил и высокой температуры в зоне трения материал, экструдированный из зоны трения, в большом объеме налипал на контртело и после поднятия инструмента оставался на нем (рис. 1, д). После этого из различных зон материала по схеме, представленной на рис. 1, е, вырезались фольги. Испытания на трение проводили при нагрузке 20 кН и скорости вращения контртела 400 об/мин. Контртело было изготовлено из стали 40Х13 в состоянии поставки. Диаметр полусферы составлял 20 мм, время испытания - 120 с. Рис. 1. Схема процесса трения образцов и формирования слоя переноса (а-д), вырезки образцов для исследования его структуры (е), схема процесса фрикционной перемешивающей обработки экспериментальных образцов (ж), внешний вид стандартного инструмента (з) и инструмента типа «bobbin tool» (и) Исследования микроструктуры проводили методом просвечивающей микроскопии на приборе JEOL JEM 2100. Контроль температуры испытания осуществляли с помощью тепловизора FLIR SC655. Сопоставление структуры полученных образцов после трения производили со структурой зоны перемешивания образцов сплава Д16 после фрикционной перемешивающей обработки (типичная схема обработки приведена на рис. 1, ж). Толщина обработанных пластин составляла 8 и 20 мм. Обработку осуществляли инструментом с размером пина 5 мм для пластин толщиной 8 мм (рис. 1, з) и инструментом типа «bobbin tool» с винтовым штифтом длиной 20 мм для пластин толщиной 20 мм (рис. 1, и). Обработку пластин толщиной 8 мм производили при нагрузке на инструмент 36 кН, скорости вращения инструмента 350 об/мин и скорости перемещения 90 мм/мин. Обработку пластин толщиной 20 мм осуществляли при скорости вращения 250 мм/мин и скорости перемещения 40 мм/мин. Формирование структуры при высоконагруженном трении Вид образца и контртела после трения показан на рис. 2. Интенсивная пластическая деформация при адгезионно-диффузионном фрикционном взаимодействии Д16 и контртела сопровождалась ростом температуры до 400-415 С. Эти условия испытаний приближены к условиям сварки или обработки трением с перемешиванием и к условиям искусственного старения сплава Д16, когда под воздействием высокой пластической деформации и повышенной температуры протекают диффузионные процессы образования в решетке -Al зон Гинье - Престона (ГП) и Гинье - Престона - Багаряцкого (ГПБ) [8], обогащенных атомами Cu и Mg и когерентно связанных с решеткой алюминия. При росте температуры в зоне локальной концентрации Cu и Mg выделяются частицы новой фазы, имеющие форму тончайших пластинок длиной несколько десятков ангстрем и толщиной несколько атомных слоев, как показано на ПЭМ-изображениях (рис. 3-5). Рис. 2. Внешний вид образца (а) и контртела (б) после трения Авторами работы [9] установлены возможные последовательности выделения частиц для сплавов Al-Cu-Mg, которые включают следующие этапы: SSS зона ГП -Al2Cu, (1) SSS зона ГПБ S S S-Al2CuMg, (2) где SSS - пересыщенный твердый раствор; зона ГП - зона Гинье - Престона; зона ГПБ - зона Гинье - Престона - Багаряцкого; и S - метастабильные фазы, образующиеся при искусственном старении. Последовательность, приводящая к выделению S-фазы, до недавнего времени была спорным вопросом, особенно в отношении кристаллографической структуры S и S [10-12]. В настоящее время считается, что эти две фазы имеют кристаллическую структуру, идентичную равновесной S фазе, но с различными параметрами решетки [13]. Метастабильные выделения в форме «решетки» обозначены S для отличия от более крупных S частиц, обнаруженных с помощью ПЭМ. По данным ПЭМ, в зоне, удаленной от контртела (зона 1 на рис. 1, е), наблюдаются большое количество выделений S -фазы, дисперсные частицы S-фазы со средним размером 130 нм и более крупные частицы размером от 1 до 5 мкм (рис. 3, а, д, е). Наличие метастабильных выделений S'- и дисперсных частиц S-фазы подтверждено дифракционной картиной и темнопольным изображением, снятым в рефлексе (-11-2) (рис. 3, б, в). В данной зоне зерна твердого раствора имеют средний размер 2.5 мкм. По данным EDS-анализа, крупные и дисперсные частицы можно индифицировать как S-Al2CuMg и пересыщенный твердый раствор -Al(Сu,Si,Mn,Fe) (табл. 1, рис. 3, д, е). Рис. 3. Светлопольные изображения микроструктуры Д16 в зоне 1 на рис. 1, е (а, д, е); дифракционная картина (б), снятая с участка (а); темно¬польные изображения (в, г), снятые в рефлексах (-11-2)S' и (-131) Таблица 1 EDS-анализ локальных участков, снятых со светлопольных изображений на рис. 3, д, е Спектр Содержание химического элемента, % Предполагаемая фаза Al Mg Cu Si Fe Mn ат. мас. ат. мас. ат. мас. ат. мас. ат. мас. ат. мас. 1 53.6 42.3 23.7 16.9 20.9 39.4 1.7 1.4 - - - - S-Al2CuMg(Si) 2 57.5 46.7 23.7 17.4 18.8 35.9 - - - - - - S-Al2CuMg 3 55.9 45.3 25.0 18.3 19.1 36.4 - - - - - - S-Al2CuMg 4 100 100 - - - - - - - - - - -Al 5 92.7 87.4 - - 2.6 5.9 2.4 2.3 - - 2.3 4.4 -Al(Сu,Si,Mn) 6 91.6 85.1 - - 4.6 14.9 2.7 2.6 1.2 2.3 - - -Al(Сu,Si,Fe) В центральной зоне (2 на рис. 1, е) микроструктура сплава Д16 аналогична ранее описанной. Однако в данной части наблюдается меньшее количество S -фазы (уменьшается ее объемная доля) и большее количество выделений S-фазы в виде дисперсных частиц (увеличивается их объемная доля) (рис. 4, а, б). Частицы S-фазы имеют средний размер (150±0.8) нм, что на 20 нм больше, чем в зоне 1 на рис. 1, е. Средний размер зерен твердого раствора не изменился и составил (2.4±0.8) мкм. По химическому составу (EDS-анализ) дисперсные частицы близки к составу S-фазы: 49.9 мас.% Al, 15.5 мас.% Mg, 34.9 мас.% Cu. Отдельно встречаются крупные частицы размером 1.5-3 мкм, имеющие состав 54.4 мас.% Al, 4.1 мас.% Si, 8.0 мас.% Mn, 17.1 мас.% Fe, 16.4 мас.% Cu, что по составу близко к стехиометрической фазе Al12(Fe,Mn,Cu)3Si (рис. 4, в, г). Рис. 4. Светлопольные изображения микроструктуры (а-г) сплава Д16 в зоне 2 на рис. 1, е По данным ПЭМ в зоне непосредственного контакта сплава Д16 и контртела 40Х13 (3 на рис. 1, е), наблюдается множество крупных и дисперсных частиц, расположенных как по границам зерен, так и в теле зерна твердого раствора (рис. 5). Выделения метастабильной S -фазы в зоне 3 на рис. 1, е незначительны. Средний размер частиц S-фазы составляет (270±0.2) нм, что в 2 раза больше, чем в зоне 3. Средний размер зерен твердого раствора в зоне 3 составляет 3.2 мкм, что также существенно превышает средний размер -зерен в зоне 1 и в зоне 2. В зоне непосредственного контакта материала и контртела диффузионные процессы протекают интенсивнее, что приводит не только к укрупнению дисперсных частиц и -зерен, но и к образованию большого количества Fe-содержащих фаз. По данным EDS-анализа крупные частицы можно идентифицировать как Al7Cu2Fe, Al12(Fe,Mn,Cu)3Si, -Al2Cu (рис. 5, табл. 2). Фрикционная перемешивающая обработка листов сплава Д16 толщиной 20 мм На рис. 6 представлены светлопольные изображения зоны перемешивания листов Д16 толщиной 20 мм, полученных обработкой трением с перемешиванием. Подробные исследования структуры зоны перемешивания на макроуровне представлены в работае [14]. Микроструктура зоны перемешивания идентична микроструктуре образцов сплава Д16 после высоконагруженного трения, описанных выше. Средний размер рекристаллизованных зерен твердого раствора составляет 2.6 мкм. По границам и внутри зерен наблюдаются S - и S-частицы (рис. 6, а, б). Объемная доля S -фазы значительно мала по сравнению с объемной долей S в микроструктуре Д16 после высоконагруженного трения и характерна для литого сплава. Средний размер мелкодисперсных Рис. 5. Светлопольные изображения микроструктуры Д16 в зоне 3 на рис. 1, е (а-г) Таблица 2 EDS-анализ локальных участков, снятых со светлопольных изображений на рис. 5 Спектр Содержание химического элемента, % Расчетная фаза Равновесная/ табличная фазы Al Mg Cu Si Fe Mn aт. мас. aт. мас. aт. мас. aт. мас. aт. мас. aт. мас. 1 63.3 52 2.6 1.8 18.6 33.4 4.9 3.9 5.7 8.9 - - Al9.6Cu2.5Fe(Mg) Al7Cu2Fe 2 75.4 61.5 0.4 0.2 12.6 24.1 6.8 5.8 4.9 8.3 - - 3 55.4 45.8 20.6 15.4 16.8 32.6 7.3 6.2 - - - - Al3.2CuMg1.4(Si) S-Al2CuMg 4 72.5 59.5 - - 5.7 12.3 8.8 7.8 8.9 14.2 4.0 7.7 Al20Fe3Si3Cu2Mn Al12(Fe,Mn)3Si 5 66.4 49.4 - - 19.1 33.4 6.7 5.2 5.9 9.1 1.9 2.9 Al9Cu2.5Fe(Si,Mn) Al7Cu2Fe 6 54.1 43.7 22.0 16.1 18.9 36.1 4.9 4.1 - - - - Al5.3CuMg(Si) S-Al2CuMg 7 70.4 53.1 - - 5.7 42.4 23.9 4.5 - - - - Al2Cu(Si) -Al2Cu частиц S-фазы составляет 340 нм, что выше по сравнению со средним размером S-частиц в микроструктуре Д16 после высоконагруженного трения. В зоне обработки также можно наблюдать крупные зерна S-фазы и Fe-содержащих фаз (рис. 6, в, г, табл. 3). В процессе обработки трением с перемешиванием достигается еще большая температура, чем при высоконагруженном трении. Предположительно, вышеуказанные отличия структуры сплава Д16 после фрикционной перемешивающей обработки пластин толщиной 20 мм связаны с более длительным охлаждением их по сравнению с образцами, подвергнутыми высоконагруженному трению. Фрикционная перемешивающая обработка листов сплава Д16 толщиной 8 мм После фрикционной перемешивающей обработки листов сплава Д16 толщиной 8 мм в зоне перемешивания наблюдается микроструктура (рис. 7), аналогичная показанной для высоконагруженного трения (рис. 3-5) и обработки пластин толщиной 20 мм (рис. 6). Макроструктура аналогичных образцов подробно рассмотрена в работе [15]. В зоне перемешивания наблюдаются рекристаллизованные зерна твердого раствора -Al со средним размером 1.5 мкм, что более чем в 1.7 раза меньше по сравнению с -Al зернами зоны перемешивания, полученной при обработке Рис. 6. Структура зоны перемешивания (а-г) после фрикционной перемешивающей обработки листа сплава Д16 толщиной 20 мм инструментом типа «bobbin tool» Таблица 3 EDS-анализ локальных участков, снятых со светлопольных изображений на рис. 6 Спектр Содержание химического элемента, мас.% Расчетная фаза Равновесная/ табличная фаза Al Mg Cu Si Fe Mn aт. мас. aт. мас. aт. мас. aт. мас. aт. мас. aт. мас. 1 47.2 38.5 26.3 19.4 18.2 35.1 8.3 7.0 - - - - Al1.8CuMg(Si) S-Al2CuMg 2 59.4 50.6 20.2 15.5 14.1 28.3 6.3 5.6 - - - - Al3.2CuMg(Si) S-Al2CuMg 3 55.9 46.0 26.3 19.5 17.8 34.4 - - - - - - Al2.1CuMg S-Al2CuMg 4 74.0 64.9 14.6 11.5 11.4 23.6 - - - - - - Al4.8CuMg S-Al2CuMg 5 100 100 - - - - - - - - - - -Al -Al 6 68.9 58.1 - - 4.3 8.5 15.3 13.3 8.3 14.4 3.3 5.7 Al21Fe3Si5CuMn Al12(Fe,Mn)3Si 7 63.4 53.5 - - 5.4 10.8 20.9 18.3 6.6 11.5 3.5 6 Al19Fe2Si6Cu2Mn Al12(Fe,Mn)3Si 8 93.7 93.4 - - - - 6.3 6.6 - - - - -Al(Si) -Al(Si) 9 69.1 53.7 - - 18.2 33.3 9.2 7.4 1.9 3.2 1.6 2.5 Al19FeSi3Cu5Mn Al12(Fe,Mn)3Si 10 98.8 98.2 - - - - 1.2 1.8 - - - - -Al -Al Рис. 7. Структура зоны перемешивания (а, б) после обработки листа сплава Д16 толщиной 8 мм инструментом с винтовым пином длиной 5 мм листов толщиной 20 мм и после высоконагруженного трения. Аналогично, структура зоны перемешивания характеризуется большим количеством мелкодисперсных частиц S-фазы, расположенных как по границам, так и в теле зерен -Al (рис. 6). Средний размер таких частиц составляет 0.17 мкм, что сопоставимо со средним размером S-фазы в микроструктуре Д16 после высоконагруженного трения и существенно меньше, чем при обработке пластин толщиной 20 мм. Заключение Проведенные исследования закономерностей структурообразования в процессе высоконагруженного трения и при фрикционной перемешивающей обработке образцов сплава Д16 показывают, что структура, формируемая при вышеуказанных процессах, является идентичной, что свидетельствует об их общей физической природе. Основными составляющими этой структуры являются зерна твердого раствора алюминия и частицы вторичных S , S, и железосодержащих фаз. Несмотря на наличие ряда расхождений в размерах зерен твердого раствора и частиц вторичных фаз образцов после высоконагруженного трения и фрикционной перемешивающей обработки, более существенные различия можно выделить даже при обработке листов толщиной 8 мм и толщиной 20 мм. Это связано прежде всего с различными условиями теплоотвода при обработке таких пластин. Обработка на всю толщину пластин 20 мм инструментом типа «bobbin tool» привела к большему тепловыделению и меньшей скорости охлаждения, чем обработка пластин толщиной 8 мм на глубину 5 мм стандартным инструментом. Это привело к образованию зерен в среднем в 1.7 раза меньших в зоне перемешивания пластин толщиной 8 мм. Дополнительное влияние на тепловложение в материал при обработке оказало наличие плеч с обеих сторон у инструмента типа «bobbin tool». Таким образом, процесс экструдирования материала из зоны трения может служить, наряду с процессом послойного адгезионного переноса, одним из определяющих структурообразование при сварке трением с перемешиванием и фрикционной перемешивающей обработке.

Скачать электронную версию публикации