Типичные микроструктуры сварных соединений алюминиевых сплавов

Типичные микроструктуры сварных соединений алюминиевых сплавов, полученные методами сварки плавлением и сваркой трением с перемешиванием, представлены на рис. 6.7—6.22.

Сплав 1570 относится к системе А1 — Mg и имеет следующий химический состав: А1 — основа; Mg — 6,1%; Мп — 0,4%; Sc — 0,15%. По химическому составу сплав 1570 близок к сплаву АМгб, но отличается от него наличием скандия, который повышает прочность сплава.

Микроструктура металла шва данных образцов состоит из а-твердого раствора, на фоне которого закристаллизовалась дендритная сетка. На образце, сваренном автоматической АрДЭС за один проход, степень распада твердого раствора в металле шва не одинакова — имеются участки с повышенным и пониженным содержанием эвтектики (см. рис. 6.7, а).

Рис. 6.7. Микроструктура шва (а) и зоны сплавления (б) при автоматической аргонодуговой сварке сплава 1570 (х150).

На образцах, сваренных автоматической АрДЭС с одной и двумя подварками в сварном шве, по высоте сформировались две зоны, резко отличающиеся между собой по микроструктуре. В верхней части микроструктура состоит из дендритов тонкого сложения (рис. 6.8, а), а в корне шва сформировалась более грубая структура (см. рис. 6.8, б). В сварном шве вблизи переходной зоны произошло укрупнение дендритов (см. рис. 6.8, в). С увеличением количества подварок ширина переходной зоны увеличивается с 0,7 мм до 1,3 мм.

Рис. 6.8. Микроструктура зоны сплавления сварного соединения сплава 1570 после одной (а — верхняя часть шва; б — корневая часть шва, х150) и двух подварок (в — верхняя часть шва, х150).

При плазменной сварке сплава 1570 микроструктура шва неоднородная, так как степень распада пересыщенного твердого раствора неодинакова (рис. 6.9, а). В периферийной части обнаружена пора (рис. 6.9, б). Микроструктура переходной зоны характеризуется оплавлением эвтектики вдоль деформированного волокна металла (рис. 6.9, в). Микроструктура основного металла выражена текстурой деформации с выделениями вторичной (3 (Al₃Mg₂)^a3bi (рис. 6.9, г).

Рис. 6.9. Микроструктура сварного соединения листа сплава 1570, выполненного плазменной сваркой (х150):

а — центральная часть шва; б — периферийная часть шва; в — зона сплавления;

г — основной металл Микроструктура металла шва данных образцов, сваренных ручной аргонодуговой сваркой в два и три прохода, более грубая и менее однородная, чем на образцах, сваренных автоматической аргонодуговой сваркой (рис. 6.10). Микроструктура переходной зоны образца с одной подваркой имеет более тонкое сложение (рис. 6.10, е), чем на образце с двумя подварками (рис. 6.10, г).

Микроструктура образца сплава 1570, сваренного автоматической аргонодуговой сваркой вращающимся электродом, исследовалась в двух сечениях — в продольном и поперечном.

В поперечном сечении микроструктура сварного шва состоит из равноосных дендритов (рис. 6.11, а), в поперечном сечении дендриты вытянуты в направлении отвода тепла (рис. 6.11, б).

Рис. 6.10. Микроструктура металла шва (а, б) и зоны сплавления (в, г) при ручной аргонодуговой сварке сплава 1570 в два и три прохода (х150).

Микроструктура переходной зоны состоит из оплавленных зерен а-раствора (рис. 6.11, в), в зоне термического влияния микроструктура рекристаллизованная с включениями по границам и в теле зерен (рис. 6.11, г и д).

В микроструктуре сварных соединений (в плане) сплава 1201, выполненного автоматической сваркой в гелии на постоянном токе, наблюдается формирование крупного осевого кристаллита, дезориентация которого начинается при скорости сварки более 36 м/ч (рис. 6.12).

В микроструктуре центральной части шва образцов сплава 1201, выполненных импульсной сваркой, в центре шва присутствует кристаллит — дендриты строго вытянуты в направлении оси шва, где его нет — дендриты более тонкого строения расположены хаотично (рис. 6.13).

При многопроходной ручной аргонодуговой сварке сплава 1420 с присадочным металлом АМгб формируется мелкозернистая структура металла шва (рис. 6.14, а). Наблюдается значительное оплавление составляющих в переходных зонах в средней (рис. 6.14, б) и нижней части шва (рис. 6.14, в), а в зоне термического влияния отмечается трещина в основном металле (рис. 6.14, г).

На рис. 6.15 приведены основные дефекты в микроструктуре многопроходных швов сплава 1420, выполненных ручной дуговой сваркой.

Рис. 6.11. Микроструктура сварного соединения сплава 1570, выполненного автоматической аргонодуговой сваркой вращающимся электродом (х15):

а, б — металл шва; в — зона сплавления; г — зона термического влияния; д — структура зоны сплавления и зоны термического влияния.

Рис. 6.12. Продольное сечение шва сплава 1201, выполненного дуговой сваркой в гелии, на скорости (х150):

а — 10 м/ч; б — 15 м/ч; в — 30 м/ч; г — 35 м/ч; д — 45 м/ч;

Рис. 6.13. Микроструктура шва (а, б) и переходной зоны (в, г) при импульсной дуговой сварке сплава 1201 (х150).

Рис. 6.14. Микроструктура сварного соединения сплава 1420, выполненного ручной многопроходной аргонодуговой сваркой с присадочной проволокой Св. АМгбЗ (х150):

а — металл шва; б — оплавление составляющих в переходной зоне в средней части соединения; в — переходная зона; г — трещина в основном металле в зоне термического влияния.

Рис. 6.15. Дефекты в микроструктуре многопроходных сварных соединений сплава 1420 (х150):

а, б — поры; в — рыхлота (несплошность); г—е — трещины На рис. 6.16 представлена микроструктура различных зон сварного соединения плиты толщиной 50 мм сплава 1461 системы А1 — Си — Li — Zn, выполненного электронно-лучевой сваркой.

Рис. 6.16. Микроструктура сварного соединения плиты сплава 1461, выполненного электронно-лучевой сваркой (х150):

а — шов; б — зона сплавления; в — основной металл При электронно-лучевой сварке сплава 1963, легированного цинком, наблюдается формирование структурных составляющих, обогащенных цинком, в условиях высоких скоростей нагрева и охлаждения (рис. 6.17).

При лазерной сварке структура шва сплава 1570 после сварки с наименьшей скоростью имеет классическую дендритную структуру: зона равноосных очень мелких кристаллов, зона столбчатых дендритов, зона равноосных дендритов (скорость сварки 48 м/ч). С повышением скорости сварки в центральной части шва сплава 1570 происходит изменение типа литой структуры — от дендритной к субдентритной с одновременным измельчением зерна. Структура шва приобретает повышенную микронеоднородность: она резко различается в центре шва и в периферийной зоне. Зона термического влияния весьма незначительна и составляет не более 10—15 мкм.

Рис. 6.17. Микроструктура сварного соединения плиты сплава 1963, выполненного электронно-лучевой сваркой (х150):

а — шов; б — зона сплавления; б — основной металл Отличительной особенностью зоны сплавления является последовательное чередование мелких и столбчатых дендритов — как если бы слиток кристаллизовался два или три раза. Как видно на фотографии (рис. 6.18, а), на наименьшей скорости сварки 48 м/ч в шве наблюдается периодическое изменение характера дендритов: в начале околошовной зоны (ОШЗ) они практически равноосны, затем идет полоса вытянутых дендритов, после чего опять наблюдаются равноосные дендриты. Этот эффект периодического роста дендритов связан с накоплением количества примесей перед фронтом кристаллизации и последующим неравномерным изменением скорости движения фронта кристаллизации. С повышением скорости сварки такой эффект становится менее выраженным.

Структура становится более однородной, мелкозернистой. Зона равноосных кристаллов исчезает, происходит измельчение структуры. Кроме того, в центральной зоне появляются равномерно распределенные дисперсные частицы, которые очевидно являются фазами Al₃Sc, Al₃Zr. В то же время, даже при самой высокой скорости сварки, 420 м/ч, в зоне сплавления формируется структура с последовательно образующимися мелкими и столбчатыми дендритами (рис. 6.18, б).

Рис. 6.18. Микроструктура зоны сплавления (а, хЮО) и равномерно распределенные частицы интерметаллидов (б, х500) AI₃Sc, AI₃Zr в центре шва при лазерной сварке сплава 1570 на скорости 480 м/ч Для лазерной сварки сплавов системы А1 — Mg — Sc характерна весьма важная особенность механических свойств сварного соединения — предел текучести сварного соединения превышает предел текучести основного сплава. С позиций механизмов упрочнения металлических сплавов такой эффект может связан с усилением либо твердорастворного упрочнения, либо дисперсионного твердения при образовании алюминидов.

Изучение микроструктуры шва позволяет предположить механизмы повышения предела текучести. В центре шва сплава 1570 произошло дисперсионное упрочнение с образованием очень мелких частиц Al₃Sc, Al₃Zr, а в зоне сплавления образовался при кристаллизации пересыщенный твердый раствор циркония и скандия в алюминии. В зонах шва, в которых при кристаллизации имеет место наибольший перепад температур от состояния испарения до начала образования твердой фазы, существует реальная возможность образования такого твердого раствора. Это различие в механизмах упрочнения по макрозонам лазерного шва — результат неоднородного конвективного массопереноса по всему шву.

При лазерной сварке сплава АД-37 наблюдаются существенные различия в микроструктуре центра шва при увеличении скорости сварки.

Структура зоны сплавления (рис. 6.19) также зависит от количества магния в сплаве (при одинаковом содержании кремния). В низколегированном сплаве — это сравнительно крупнозернистая структура основного металла с частично оплавленными зернами. С увеличением содержания магния в сплаве измельчается структура a-твердого раствора, особенно измельчается дендритное строение столбчатых кристаллов. С увеличением содержания магния в зоне сплавления увеличивается количество фазы Mg₂Si.

Структура сварных соединений, выполненных на различных режимах лазерной сварки, представляет собой твердый раствор а + Mg₂Si + Si.

Рис. 6.19. Структура металла шва и зоны сплавления сварных соединений сплава АД-37 при скорости сварки 1,3 м/мин (а, б) и 4,0 м/мин (в, г) (х500).

Литой металл шва после лазерной сварки имеет очень мелкозернистую структуру, тонкое разветвленное дендритное строение. В структуре сплавов данной подгруппы имеются кристаллы избыточного кремния.

Общий анализ полученных микроструктур показывает, что в центре сварного шва выявляется дендритное строение литого металла, которое к периферии становится несколько более грубым, затем следует зона рекристаллизованных зерен, переходящая в волокнистую структуру основного материала. Зона термического влияния практически отсутствует.

В сварном шве сплава 1424 после лазерной сварки с большими скоростями наблюдается резкое различие в микростроении центра шва и периферийной зоны. В периферийной зоне при кристаллизации формируется последовательное чередование мелких равноосных и столбчатых кристаллов, а в центре — мелкая субдендритная структура (рис. 6.20, а и б).

Отличительной особенностью этой структуры является наблюдаемая при приготовлении микрошлифов резко различная травимость разных участков центральной зоны шва. Очевидно, это связано с неоднородностью распределения легирующих элементов.

При скорости сварки 150 м/ч в зоне сплавления присутствуют дисперсоиды (рис. 6.20, в).

Рис. 6.20. Микроструктура околошовной зоны (а) и шва (б) сплава 1424 при лазерной сварке на скорости 120 м/ч и полиэдры в центре шва на скорости 480 м/ч (в) (хЮО) При контактной точечной сварке при низком значении ковочного усилия наблюдается образование трещин в сварной точке сплавов Д16 и Д19 (рис. 6.21). Трещины возникают в литом металле ядра и распространяются через зону термического влияния в основной металл.

Рис. 6.21. Трещины в сварной точке сплава Д19 (показаны стрелками) при точечной контактной сварке (хЮО).

При сварке трением с перемешиванием (СТП) структура металла шва однородная, мелкозернистая, резко отличающаяся от структуры основного металла (рис. 6.22). Относительно оси симметрии поперечного сечения сварного соединения наблюдается различие в ширине переходной зоны от сварного шва к основному металлу: при вращении инструмента по часовой стрелке минимальная ширина переходной зоны расположена слева.

Наибольшее разупрочнение и наименьшая твердость металла на этом участке наблюдаются при нагреве до 350 °C. По мере снижения температуры нагрева эффект возврата снижается повторным воздействием естественного старения. В связи с этим твердость металла повышается и достигает значений, свойственных металлу вне зоны термического влияния. Для участка отжига характерно укрупненное зерно с увеличенной по толщине сеткой включений второй фазы.

Разные механические свойства участков зоны термического влияния и металла шва, полученных при сварке плавлением термически упрочняемых алюминиевых сплавов, приводят к тому, что прочность сварного соединения по сравнению с основным металлом снижается в среднем на 50—60%, причем одновременно уменьшается и пластичность. Различия в структурах отдельных участков также снижают коррозионную стойкость металла и усиливают его склонность к межкристаллитной коррозии.

Рис. 6.22. Микроструктура ядра (а), зоны термомеханического (б) и термического влияния (в) при СТП сплава В-1469 (хЮО).

Несколько иная картина распределения твердости в сварном соединении наблюдается при СТП. Твердость околошовной зоны и металла шва на сплаве В95 замеряли с лицевой и обратной стороны шва. Максимумы твердости наблюдаются в шве, как с лицевой так и с обратной стороны, с постепенным снижением к околошовной зоне и повышением к основному металлу. Значение максимума твердости по лицевой стороне шва выше значений максимума твердости с обратной стороны, но не достигает твердости основного металла всего на 11,5%. Максимальное снижение твердости в околошовной зоне по сравнению с основным металлом составляет 54,5%. Такой характер изменения твердости сварного шва объясняется тепловыделением в процессе СТП и местным отжигом металла, что приводит к снижению прочности.