Структура и свойства соединения титанового и алюминиевого сплава, полученного методом сварки трением с перемешиванием | Изв. вузов. Физика. 2020. № 3. DOI: 10.17223/00213411/63/3/107

Структура и свойства соединения титанового и алюминиевого сплава, полученного методом сварки трением с перемешиванием

Успешно сформированы неразъемные соединения сваркой трением с перемешиванием внахлест листового проката из разнородных материалов - алюминиевого АМг5 и титанового ОТ4-1 сплавов. Методами рентгеноструктурного анализа и точечного элементного анализа в зоне перемешивания неразъёмного соединения обнаружено образование четырёх интерметаллидных соединений: TiAl3, TiAl, TiAl2 и Ti3Al. Показано, что уменьшение глубины погружения инструмента в подложку и увеличение скорости сварки не позволяет избежать формирования интерметаллидов. Микротвердость соединения имеет неравномерное распределение, максимальное значение твердости достигает 4 ГПа в середине зоны перемешивания.

Structure and properties of the joint of titanium and aluminium alloys obtained by friction stir welding.pdf Введение В настоящее время актуальна разработка гибридных структур, в которых компоненты из разнородных материалов могут быть адаптированы к определённым функциям. Как следствие, существует потребность в способе сварки, позволяющем соединять разнородные материалы, например, титановые сплавы, имеющие высокие коррозионные свойства и прочность, и алюминиевые сплавы, имеющие низкий удельный вес и низкую стоимость. При традиционных методах сварки плавлением в составе материала сварного шва между титановыми и алюминиевыми сплавами часто содержатся такие интерметаллидные соединения, как Ti3Al, TiAl и TiAl3. Когда толщина формируемых хрупких интерметаллидных слоёв превышает 5-10 мкм, качество свариваемого соединения становится неудовлетворительным. Для решения этой проблемы предлагаются специальные методы, например, сварка под давлением [1], диффузионное соединение [2], вакуумная пайка [3], лазерная сварка-пайка [4], диффузионная сварка [5] и сварка трением [6]. Данные исследования показали, что решение ключевой проблемы образования межфазных интерметаллических фаз этими методами возможно лишь частично и зависит от температуры и продолжительности процесса. Сварка трением с перемешиванием (CТП) является многообещающей технологией твердофазного соединения, которая может решить эти проблемы благодаря более низкой температуре процесса (не более 0.8 Tпл), так что образование толстого интерметаллидного слоя может быть подавлено. Несколько исследователей предприняли попытку получить разнородные соединения сплавов на основании титана и алюминия методом сварки трением с перемешиванием [7-9], однако до сих пор свойства данных соединений детально не изучены. Из известных данных по сварке трением с перемешиванием следует, что, как правило, в процессе СТП-алюминиевых и титановых сплавов в материале соединения образуется интерметаллидная фаза TiAl3 [10]. Фаза TiAl3 была также описана как единственная формирующаяся при сварке трением Al/Ti [6, 11, 12] и обработке трением с перемешиванием (ОТП) в смеси технически чистых металлических порошков Al/Ti [13]. Синтез алюминидов титана методом порошковой металлургии показал, что интерметаллидная фаза TiAl3 формируется до образования любого другого из возможных (согласно диаграмме состояния бинарной системы Ti-Al, показанной на рис. 1) алюминидов титана [14-17]. Вместе с тем в [18] было показано, что при сварке трением с перемешиванием могут формироваться несколько интерметаллидных фаз (Ti3Al, TiAl и TiAl3). Фуджи и др. [6] сообщили, что доминирующим фактором, определяющим механические характеристики соединения в фрикционных сварных швах Al и Ti, была толщина слоя интерметаллического соединения TiAl3 на границе раздела. Критическая толщина слоя интерметаллического соединения составляла около 5 мкм. На основании этих данных в работе делается предположение, что, увеличивая скорость сварки и уменьшая глубину погружения инструмента, можно затормозить образование интерметаллидов. Рис.1. Диаграмма состояния бинарной системы Ti-Al [19] Цель данной работы - получение неразъемных разнородных соединений из листового проката титанового и алюминиевого сплавов сваркой трением с перемешиванием и исследование особенностей формирования их структуры. Материалы и методы исследования Неразъемные нахлесточные соединения листового проката из титанового сплава ОТ4-1 толщиной 2.5 мм и алюминиевого сплава АМг5 номинальной толщиной 7 мм получали методом сварки трением с перемешиванием. В нижней части пластины АМг5 вырезался паз высотой 2.5 мм, куда помещалась пластина ОТ4-1. Параметры процесса сварки были выбраны в соответствии с ранее полученными результатами по сварке сплава АМг5, а именно: осевое усилие на инструмент при его внедрении в образец составляло 3300 кг, а в процессе сварки 2200 кг, скорость движения инструмента (скорость сварки) - 200 мм/мин, частота вращения инструмента в процессе сварки 1000 об/мин. Рабочий инструмент со штифтом в форме усеченного конуса высотой 5 мм и опорным буртом диаметром 19 мм был изготовлен из инструментальной стали марки Р6М5. Таким образом, глубина проникновения штифта в нижележащий сплав ОТ4-1 составляла 0.5 мм. Образцы для структурных исследований, вырезанные перпендикулярно направлению сварки, шлифовали на шлифовальных бумагах от Р400 до Р2000 и затем полировали алмазной пастой АСМ 1/0. Микроструктуру сварного соединения изучали при помощи оптического и растрового электронного микроскопа с приставкой энергодисперсионного анализа. Рентгенофазовый анализ (РФА) был выполнен на рентгеновском дифрактометре ДРОН-7 с использованием Co(Kα)-излучения. Измерения микротвердости проводили по методу Виккерса на микротвердомере Duramin через каждые 250 мкм и нагрузкой 0.1 кг со временем выдержки 15 с. Результаты и их обсуждение На рис. 2 показана схема формирования неразъёмного нахлесточного соединения листового проката из алюминиевого и титанового сплавов, методом СТП. Рис. 2. Схема формирования методом СТП-нахлесточного соединения В процессе сварки штифт вращающегося рабочего инструмента частично внедряется в нижнюю пластину титанового сплава через пластину алюминиевого сплава. Частично материал титанового сплава захватывается в зону перемешивания (рис. 3). Рис. 3. Типичная макро- и микроструктура материала (на выносках) нахлесточного СТП-соединения в поперечном сечении На поперечном сечении соединения (рис. 3) наблюдается биметаллическая структура материала из матрицы на основе алюминия, смешанного с включениями титана в виде ламелей. При этом в ней присутствуют признаки «вихревого потока». Данное твердофазное течение материала обусловлено характерным воздействием рабочего инструмента (высокоскоростное вращение и одновременное поступательное движение вдоль оси соединения). В результате протекает несколько одновременных и последовательных процессов - пластическая деформация при повышенных температурах, динамическая рекристаллизация, растворение и выделение вторичных фаз [10, 11, 20]. На рис. 4 представлены дифрактограммы исходных алюминиевого и титанового сплавов и неразъемного СТП-соединения этих двух материалов. Видно, что в исходном состоянии титановый и алюминиевый сплавы имеют однофазный состав на основе α-Ti и α-Al твёрдых растворов соответственно. В материале неразъемного СТП-соединения кроме α-Al и α-Ti твердых растворов дополнительно выявляются рефлексы, которые соответствуют интерметаллидной фазе Al3Ti. Рис. 4. Рентгенограммы исходных алюминиевых (1) и титановых (2) сплавов и материала неразъемного соединения (3), полученного методом сварки трением с перемешиванием Подробное исследование структуры на границе сопряжения двух материалов в поперечном сечении и зоны перемешивания с помощью сканирующей электронной микроскопии и энергодисперсионного элементного анализа показало, что помимо темных и светлых областей, относящихся к алюминиевому (рис. 5, спектр 1, табл. 1) и титановому (рис. 5, спектр 3, табл. 1) сплаву, на изображении присутствуют серые области, в которых фиксируется значительное количество как Al, так и Ti (рис. 5, спектр 2, табл. 1). Рис. 5. Изображения РЭМ и результаты элементного энергодисперсионного анализа участка сварочного шва Таблица 1 Результат анализа химического состава с участка неразъемного СТП-соединения, приведённого на рис. 5 Спектр Содержание химических элементов, ат. % / вес. % Mg Al Si Ti Mn Fe 1 13.99/12.34 81.31/79.58 0.35/0.36 3.75/6.51 - 0.6/1.21 2 3.11 65.59/52.99 0.42/0.35 30.51/43.77 0.38/0.63 - 3 - 5.81/3.35 - 93/95.25 1.19/1.4 - Точечный анализ EDS показывает, что процентное содержание Al в спектре 2 на рис. 5 (табл. 1) и точке 8 на рис. 6 (табл. 2) составляет порядка 65-66 %. Соотношение содержания титана и алюминия в этих точках близко к 1/2, то есть в этой области может образовываться интерметаллидное соединение типа TiAl2. Процентное содержание атомов Al в точке 1, 2, 3, 4 на рис. 7 (табл. 3) и в точке 4 на рис. 6 (табл. 2) составляет порядка 41-53 %. Соотношение атомов титана и алюминия в этих точках близко к 1:1, то есть в этой области может образовываться TiAl. И наконец, процентное содержание атомов Al в точке 1, 2 на рис. 6 (табл. 2) составляет порядка 69-76 %. Соотношение атомов титана и алюминия в этих точках близко к 1:3, что соответствует TiAl3. Рис. 6. Изображения РЭМ-участка сварочного шва с маркерами точечного энергодисперсионного анализа к табл. 2 Таблица 2 Результат анализа химического состава с участка неразъёмного СТП-соединения, приведенного на рис. 6 Спектр Содержание химических элементов, ат. % / вес. % Mg Al Ti Fe Mn 1 1.03/0.76 69.65/56.76 29.04/42.01 0.02/0.03 0.27/0.44 2 2.34/1.81 76.15/65.33 21.05/32.06 0.18/0.31 0.28/0.48 3 0.83/0.59 62.49/48.62 36.01/49.73 0.13/0.21 0.54/0.86 4 0.46/0.31 53.55/39.44 45.32/59.26 0.21/0.32 0.45/0.68 5 - 5.83/3.36 93.35/95.49 0.10/0.12 1.00/1.18 6 - 6.09/3.52 93.52/95.90 - 0.64/0.76 7 0.07/0.03 5.80/3.35 93.37/95.72 - 0.78/0.92 8 1.20/0.86 66.75/53.46 31.59/44.92 0.10/0.17 0.36/0.59 Рис. 7. Изображения РЭМ-участка сварочного шва с маркерами точечного энергодисперсионного анализа к табл. 3 Таблица 3 Результат анализа химического состава с участка неразъёмного СТП-соединения, приведенного на рис. 7 Спектр Содержание химических элементов, ат. % / вес. % Mg Al Ti Fe Mn 1 1.58/0.98 40.37/27.82 56.98/69.69 0.19/0.28 0.88/1.24 2 0.50/0.33 48.65/34.88 50.33/64.04 0.1/0.15 0.42/0.61 3 1.12/0.73 48.48/34.82 49.51/63.14 0.22/0.33 0.67/0.98 4 1.12/0.70 41.45/28.66 56.67/69.56 0.11/0.16 0.66/0.92 5 - 6.28/3.63 92.57/95.00 0.07/0.08 1.10/1.30 6 - 5.88/3.39 92.91/95.13 0.16/0.19 1.14/1.34 7 0.3/0.16 8.4/4.91 90.38/93.83 - 1.01/1.20 8 0.06/0.03 7.21/4.13 91.76/94.58 0.06/0.08 1.00/1.18 9 3.35/2.99 95.37/94.68 1.02/1.79 0.01/0.02 0.25/0.51 10 5.14/4.63 94.32/94.34 0.31/0.55 0.01/0.02 0.23/0.46 Точечный EDS-анализ светлых и темных областей показал, что уровни Al в Ti и Ti в Al были относительно высокими. Эти области можно считать твердыми растворами Al в Ti и Ti в Al по аналогии с [21]. Соответственно можно предположить, что перемешанные слои состояли из раствора Ti в Al, Al в Ti и интерметаллических соединений TiAl, TiAl2, TiAl3. При этом, поскольку рентгеноструктурный анализ фиксирует только интерметаллическое соединение TiAl3, интегральное количество остальных интерметаллидов заметно меньше и лежит ниже порога чувствительности рентгеноструктурного анализа. Распределения значений микротвердости по Виккерсу биметаллического сварного шва вдоль линий, обозначены и показаны на рис. 8. Значения микротвердости имеют неравномерные распределения, и микротвердость зоны перемешивания выше, чем у титанового сплава, и намного выше, чем у алюминиевого сплава. Максимальное значение твердости достигает 4 ГПа в середине зоны перемешивания, что в 12 раз больше, чем у основного материала алюминиевого сплава, и в 1.5 раза выше, чем у титанового. Образование интерметаллидов и зернограничного упрочнения (эффект Холла - Петча) [22-24] в зоне перемешивания является основной причиной высокой твердости. В частности, в области 1 микротвердость титанового сплава монотонно растет, что вызвано деформационным упрочнением в результате СТП и динамической рекристаллизации у границы раздела сплавов. После отметки 4 мм микротвердость резко падает, что соответствует переходу на алюминиевый сплав. В области 2 индентор сначала измеряет неупрочненный материал ОТ4-1 (поскольку он уже находился вне влияния пина) около 2.8 ГПа, а затем периодически попадает на материал АМг5 (около 0.6 ГПа), замешанные деформационно-упрочненные ламели ОТ4-1 (до 3.5 ГПа) и интерметаллиды (около 4 ГПа и выше). Рис. 8. Распределение значений микротвердости по Виккерсу (б, в) разнородного сварного шва вдоль линий, отмеченных на (а) Фазовая диаграмма Al и Ti показывает, что в этой системе могут образовываться несколько интерметаллических соединений, а именно: Ti3Al, TiAl, TiAl2, Ti2Al5 и TiAl3. В соответствии с известными термодинамическими расчетами, TiAl3 имеет самую низкую свободную энергию образования среди соединений TiAl3, TiAl и Ti3Al из алюминидов I типа. Данный тип относят к тем алюминидам титана, которые образовались в результате первичного соединения алюминия и титана. На рис. 9 приведены зависимости свободной энергии образования интерметаллидов Ti-Al в бинарной системе Ti-Al от функции температуры, рассчитанной Каттнером [25]. Образование TiAl2 и Ti2Al5 (алюминиды II типа, образованные в результате соединения алюминидов I типа) происходит благодаря серии реакций твердое тело - жидкость и/или твердое состояние, в которых TiAl является одной из исходных фаз [26]. Более того, фаза TiAl3 является единственной переходной фазой, когда температура реакции ниже температуры плавления Al [26, 27]. Поскольку TiAl3 демонстрирует самую низкую свободную энергию образования среди всех интерметаллидов Ti-Al, первоначальное образование слоя интерметаллического соединения TiAl3 на границе раздела сварного шва в разнородном соединении Ti/Al считается обусловленным его самой низкой свободной энергией образования. Более того, образование интерметаллических соединений Ti/Al обсуждалось Т. Классеном [28], и автор предположил, что диффузия атомов Al в сторону Ti является более вероятной, чем диффузия атомов Ti в сторону Al. Поэтому слои интерметаллических соединений TiAl и Ti3Al впоследствии хронологически образуются между Ti и TiAl3 вследствие доминирующей диффузии Al в Ti. Следовательно, в процессе реакции Ti и Al при СТП сначала образуется преимущественно TiAl3-фаза. Высокое давление приводит к разрыву поверхностных оксидных пленок на поверхности обоих сплавов, что вызывает тесный контакт между Ti и Al. Тепло, вырабатываемое сварочным инструментом, повышает температуру до значений достаточно высоких, чтобы инициировать экзотермическую реакцию Al + Ti→TiAl3 + Q. Затем количества тепла становится достаточно для формирования фазы TiAl, и, наконец, вследствие экстремальных условий совместных деформации и температуры становится возможным формирование ТiAl2 в результате серии реакций твердое тело - жидкость и/или твердое состояние, в которых TiAl является одной из исходных фаз [26]. Обращает на себя внимание факт, что методом РСА не было обнаружено следов оксидов, хотя защиты инертным газом во время сварки не было. Рис. 9. Свободная энергия интерметаллидных соединений в системе Ti-Al в зависимости от температуры [25] Наблюдаемые в настоящем исследовании области вихревых структур на поперечном сечении разнородного соединения Ti/Al показывают, что один материал был сцеплен с другим, по крайней мере, локально. Даже при малой глубине внедрения инструмента в титановый сплав образовывались интерметаллиды, которые считаются разупрочняющими. Очевидно, что варьирование технологических параметров или другие способы понижения температуры не приведут к существенному уменьшению их количества. Таким образом, основная цель будущих исследований может заключаться в увеличении количества и размеров областей сцепления разнородных материалов путем оптимизации параметров сварки. Развитие поверхности раздела может привести к упрочнению соединения в виду увеличения поверхностной энергии даже при условии увеличения толщины интерметаллидного слоя. Развития поверхности можно добиться, например, применением ультразвукового воздействия, которое может интенсифицировать перемешивание материала без существенного нагрева. Также возможно использования дополнительных прослоек из других материалов между титаном и алюминием, чтобы управлять процессом образования интерметаллидов. Выводы Алюминиевый сплав АМг5 и титановый сплав ОТ4-1 сварены внахлест с использованием технологии сварки трением с перемешиванием. Методами рентгеноструктурного анализа и точечного элементного анализа в зоне перемешивания обнаружено формирование четырёх интерметаллических соединений: TiAl3, TiAl и TiAl2 и Ti3Al. Показано, что погружение инструмента в титановую подложку даже на 0.5 мм при относительно высокой скорости сварки приводит к устойчивому образованию интерметаллидов. Микротвердость соединения СТП шва имеет неравномерное распределение, так как титановый и алюминиевый сплавы замешались неравномерно. При измерении максимальные значения твердости получались в середине зоны перемешивания, в местах, где титановый сплав замешался в алюминиевый сплав, и достигали 4 ГПа.

Ключевые слова

сварка трением с перемешиванием, алюминиевый сплав, титановый сплав, микротвердость, friction stir welding, titanium alloy, aluminum alloy, mechanical properties, microhardness

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Елисеев Александр АндреевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.т.н., мл. науч. сотр. ИФПМ СО РАНalan@ispms.tsc.ru
Фортуна Сергей ВалерьевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.т.н., ст. науч. сотр. ИФПМ СО РАНsfortuna@ispms.tsc.ru
Амиров Алихан ИльнуровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНаспирант ИФПМ СО РАНamirov@ispms.tsc.ru
Калашникова Татьяна АлександровнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНмл. науч. сотр. ИФПМ СО РАНgelombang@ispms.tsc.ru
Рубцов Валерий ЕвгеньеевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.ф.-м.н., ст. науч. сотр. ИФПМ СО РАНrvy@ispms.tsc.ru
Колубаев Евгений АлександровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.т.н., зав. лабораторией ИФПМ СО РАНeak@ispms.tsc.ru
Всего: 6

Ссылки

Saprygin V.D. , Karakozov Eh.S., and Bereznikov Yu.I. // Weld Prod. - 1975. - V. 22. - P. 29-31.
Wei Y., Aiping W., and Guisheng Z. // Rare Metal Mater. Eng. - 2007. - V. 36. - P. 700-704.
Pengfei Z. and Hui K. // J. Mater. Eng. - 2001. - V. 21. - P. 25-28.
Jiaming N., Liqun L., and Yanbin C. // Chin. J. Nonferrous Met. - 2007. - V. 17. - P. 617-622.
Guoqing X., Gang Z., and Jitai N. // Welding. - 2000. - V. 3. - P. 21-24.
Fuji A., Ikeuchi K., Sato Y.S., and Kokawa H. // Sci. Technol. Welding and Joining. - 2004. - V. 9. - P. 507-512.
Aonuma M. and Nakata K. // Mater. Trans. - 2011. - V. 52. - No. 5. - P. 948-952.
Li B., Zhang Z., Shen Y., et al. // Mater. Design. - 2014. - V. 53. - P. 838-848.
Chen Z.W. and Yazdanian S. // Mater. Sci. Eng. A. - 2015. - V. 634. - P. 37-45.
Choi J.-W., Liu H., and Fujii H. // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 730. - P. 168-176.
Fuji A. // Sci. Technol. Welding and Joining. - 2009. - V. 6. - P. 413-416.
Kim Y.-C. and Fuji A. // Sci. Technol. Welding and Joining. -2002. - V. 7. - No. 3. - P. 149- 154.
Hsu C.J., Chang C.Y., Kao P.W., et al. // Acta Mater. - 2006. - V. 54. - P. 5241-5249.
Wang G. and Dahms M. // JOM. - 1993. - V. 45. - P. 52 - 56.
Rawers J.C. and Wrzesinski W.R. // J. Mater. Sci. - 1992. - V. 27. - P. 2877-2886.
Wang G.X. and Dahms M. // Powder Metall Int. - 1992. - V. 24. - P. 219-225.
Wang G.X. and Dahms M. // Scr. Metall. - 1992. - V. 26. - P. 717-722.
Chen Y.C. and Nakata K. // Mater. Design. - 2006. - V. 30. - P. 469-474.
Корнилов И.И. Титан. Источники, составы, свойства, металлохимия и применение. - М.: Наука, 1975. - С. 180-183.
Amirov A.I., Beloborodov V.A., Ivanov A.N., and Zhukov L.L. // AIP Conf. Proc. - 2018. - V. 2051. - P. 020013.
Wei Y., Li J., Xiong J., et al. // Mater. Characterizat. - 2012. - V. 71. - P. 1 - 5.
Sato Y.S., Urata M., Kokawa H., and Ikeda K. // Mater. Sci. Eng. A. - 2003. - V. 354 (1-2). - P. 298-305.
Donne C.D., Braun R., Staniek G., et al. // Z. Metallk. - 1998. - V. 29 (29). - P. 609-617.
Lima E.B.F., Wegener J., Donne C.D., et al. // Z. Metallk. - 2003. - V. 94 (8). - P. 908-915.
Kattner U.R., Lin J.C., and Chang Y.A. // Metall. Trans. A. - 1992. - V. 23A. - P. 2081-2090.
Sujata M., Bhargava S., and Sangal S. // J. Mater. Sci. - 1997. - V. 16. - P. 1175-1178.
Wang G.X. and Dahms M. // J. Mater. Sci. - 1994. - V. 29. - P. 1847-1853.
Klassen T., Oehring M., and Bormann R. // J. Mater. Sci. - 1994. - V. 9 (1). - P. 47-52.
 Структура и свойства соединения титанового и алюминиевого сплава, полученного методом сварки трением с перемешиванием | Изв. вузов. Физика. 2020. № 3. DOI: 10.17223/00213411/63/3/107

Структура и свойства соединения титанового и алюминиевого сплава, полученного методом сварки трением с перемешиванием | Изв. вузов. Физика. 2020. № 3. DOI: 10.17223/00213411/63/3/107