Moskva, Moscow, Russian Federation
UDC 621.791.72
UDC 621.375.826
The influence of laser welding parameters on the porosity of welds in 1530 and 1550 alloys is considered. The dependences of the total defect area and the number of defects in a welded joint on the welding speed are established. During laser welding of the studied aluminum alloys in the form of 5 mm thick sheets, the minimum porosity of welds is observed at a welding speed in the range of 50...70 mm/s. Based on the obtained data, histograms of pore size distribution were constructed. To evaluate the distribution, the pore diameter was taken with a step of 0.1 mm. The presented distribution histograms do not provide clear information on the type of distribution of the described quantities. X-ray inspection modes of welded joints of aluminum alloys of the Al – Mg system, produced by laser welding, are established for the best identification of defects. The microstructure of the welded joints is represented by a finely dispersed dendritic structure. It can be divided into several zones: the central zone, characterized by the presence of finely dispersed, misoriented crystallites, and the transition zone to the base metal, which borders the central zone on both sides. The formation of the transition zone structure is associated with a high temperature gradient during welding. The structure of this zone differs from that of the central zone of the welded joint and is characterized by the presence of elongated first-order dendrites, with the growth direction from the fusion line to the center of the weld. The absence of second-order dendrites is explained by the high cooling rate, high enough to prevent second-order dendrites from forming. The heat-affected zone (HAZ) in laser welding is small and depends on the volume of the fusion zone. HAZ measurements have shown that for laser-welded Al-Mg joints, the HAZ size lies in the range of 20…30 μm. The weld hardness is higher than that of the base metal, which can be explained by the formation of a finely dispersed dendritic structure in the weld. However, the hardness decreases from the weld center to the base metal due to the elongation of the dendrites in the direction of greatest heat dissipation. With increasing welding speed, an increase in the weld metal microhardness is observed for both 1550 and 1530 alloys. Laser welding of the alloys under study provides a weld joint strength of 0,82…0,87 times the base metal strength. Specimens failed in static tensile testing in the fusion zone for both alloys under study.
alloys of the Al − Mg system, laser welding, radiation power, welding speed, porosity, pore diameter, hardness, mechanical properties
Введение
В последние годы лазерные технологии совершили настоящий прорыв в промышленности, и особенно заметно их влияние в сфере соединения материалов. Разнообразные методы лазерной сварки стали незаменимым инструментом для работы с деталями самых разных толщин. [1, 2]: лазерная сварка в среде защитного газа (базовая технология); лазерная сварка с колебаниями лазерного луча; лазерная сварка с холодной (горячей) подачей присадочной проволоки; гибридная и комбинированная лазерно-дуговая сварка; лазерная сварка в вакууме (общем или местном) и др.
Лазерный луч можно сфокусировать в невероятно маленькое пятно, размером всего от 30 до 500 мкм. В этом пятне концентрируется огромная энергия, плотность которой достигает от 1 млн до 1 млрд Ватт на квадратный сантиметр.
Благодаря такой высокой концентрации энергии, лазерная сварка становится невероятно гибкой. Можно точно контролировать, сколько металла расплавится, и создавать сварные швы самых разных форм. Этот широкий диапазон энергетических параметров позволяет гибко регулировать объем ванны расплава и получать сварные швы с различной геометрией: от узкого и глубокого «кинжального» проплава до широкого с небольшой глубиной проникновения. При этом скорость сварки может варьироваться от 0,3 до 30 м/мин [3].
Лазерная сварка отличается высокой скоростью физических процессов, поэтому она в основном реализуется с помощью автоматизированных систем перемещения оптической головки с ЧПУ: портальных или консольных станков или роботизированных комплексов [4]. Такое оборудование позволяет серийно, по заданной программе выполнять сварку как небольших, так и крупногабаритных изделий с протяженными швами. Оно обеспечивает точное наведение сфокусированного лазерного луча на стык и его движение на заданной скорости вдоль свариваемых кромок.
Целью данного исследования было выявление взаимосвязи между параметрами режима лазерной сварки пластин алюминиевых сплавов системы Al − Mg и качеством сварных стыковых соединений.
Материалы и методы исследований
Объектом исследований служили пластины из алюминиевых сплавов системы Al − Mg (1530 и 1550) толщиной 5 мм. Химический состав и механические свойства пластин, исследуемых термически неупрочняемых алюминиевых сплавов, представлены в табл. 1 и 2.
Образцы сваривались на автоматическом технологическом лазерном комплексе «СВАРОГ-2», мощностью 6 кВт. В качестве источника излучения использовался непрерывный иттербиевый волокнистый лазер киловаттного диапазона IPG v4e1. Фокусное расстояние 250 мм. Длина волны лазерного излучения 1,06…1,3 мкм. Сварка проводилась в среде защитного газа Ar с чистотой 99,999 % и расходом 24 л/мин при поперечных колебаниях фокального пятна лазера.
Перед сваркой, с целью удаления оксидной плены, образцы подвергались химическому травлению в водно-щелочном растворе.
Режимы лазерной сварки исследуемых образцов приведены в табл. 3.
Первичное исследование образцов сварных соединений проводилось методами рентгенографического контроля и рентгеновской компьютерной томографии (РКТ).
Метод РКТ реализовался при помощи промышленной установки для рентгенографии и компьютерной томографии (КТ) – XTN 450 LC. Для последующей обработки данных, полученных при РКТ, использовалось программное обеспечение (ПО) VGStudio Max.
Рентгенографический метод контроля проводился с использованием стационарного рентгеновского аппарата Экстравольт-160. В качестве записывающего устройства использовался плоскопанельный детектор, с последующим выводом изображения на экран компьютера, при помощи ПО «СОВА».
При рентгенографическом методе контроля непосредственно на образцы устанавливались проволочные эталоны чувствительности № 21 и направлением проволок перпендикулярно оси сварного соединения, с установкой на лицевой стороне шва, обращённой к источнику излучения. Чувствительность оценивалась по 1-й проволоке для всех образцов. Оценка качества сварных швов проводилась в соответствии с требованиями ГОСТ ISO 13919-2017 для уровня качества В (высокий). Химический анализ образцов проводился на оптико-эмиссионном спектрометре FOUNDRY-MASTER UVR. Вырезка образцов для исследований проводилась с использованием отрезного станка TR 100 Evolution мощностью 3 кВт и скоростью вращения 2800 об/мин.
Подготовка образцов для металлографических исследований осуществлялось в соответствии с ГОСТ Р 57180-2016. Шлифование и полирование образцов проводилось на шлифовальной машине ДАТ 25 С3, со скоростью вращения круга – 600 об/мин и водоохлаждением. Для травления микрошлифов использовался реактив Келлера (2 мл плавиковой кислоты HF (48 %), 3 мл соляной кислоты HCL,
5 мл воды).
Для изучения макроструктуры сварных соединений при небольших увеличениях использовался инверсионный микроскоп Zeiss AxioVert A1. Исследование микроструктуры проводилось на микроскопе Zeiss Axio Zoom.V16, в различных зонах сварного соединения и основного металла. Твёрдость образцов измерялась на цифровом микротвердомере DM8, с шагом 1,00 мм, обеспечивая по пять измерений в каждой зоне сварного соединения.
Результаты экспериментов и их обсуждение
При выборе мощности лазерного излучения необходимо учитывать их высокую отражательную способность поверхности по отношению к лазерному излучению. В силу указанного обстоятельства для лазерной сварки алюминиевых сплавов необходимо применять излучение мощностью более 2 кВт, при которой наблюдается переход от поверхностного к объемному тепловложению [5].
Внешний осмотр лицевой поверхности соединений не выявил дефектов типа трещин, выходящих на лицевую поверхность шва, в тоже время, присутствуют такие дефекты, как «превышение выпуклости» (режим 2) и «занижение шва» с лицевой поверхности (режим 3). Образование указанных выше дефектов в сварных соединениях сплава 1550, предположительно связано с недостаточно корректным выбором параметров режима сварки (слишком высокая скорость сварки, в случае режима 2 и недостаточная при сварке на режиме 3). На всех образцах наблюдается чешуйчатость, которая связана с нестационарными процессами в сварочной ванне и прерывистостью процесса её кристаллизации [6].
Анализ макроструктуры сварных соединений (рис. 1) показал наличие непроваров в корневой части шва, а также пор. Зона сплавления характеризуется малой шириной и колеблется в диапазоне 1 мм.
Химический состав металла шва образцов сварных соединений проводился после сварки. Результаты химического анализа показали отсутствие отклонений по химическому составу металла шва от основного металла для исследуемых сплавов, в соответствии с ГОСТ 4784-2019 «Алюминий и сплавы алюминиевые деформируемые» (табл. 4).
Томограммы образцов сварных соединений алюминиевых сплавов 1530 и 1550, выполненных лазерной сваркой, в 3-х проекциях, а также с 3D-моделью образцов показали наличие в металле шва развитой пористости
(рис. 2).
Анализ томограмм показал наличие множества пор по всей длине сварного шва. С целью идентификации дефекта типа «цепочка пор», были произведены расчёты диаметров пор и расстояния между ними. «Цепочкой пор» являлся ряд газовых полостей, удовлетворяющих условию
l < 3d, (1)
где l – расстояние между соседними порами;
d – диаметр наибольшей из пор.
Для оценки параметров дефектов выбиралось сечение образца, параллельное лицевой поверхности шва и наибольшим содержанием дефектов.
Дальнейшая оценка пористости производилась отдельно по одиночным порам, и по цепочкам пор. Впоследствии рассчитывалась общая площадь f дефектов, путём суммирования общей площади одиночных пор и площади цепочек приходящихся на 100 мм длины шва. Результаты анализа пористости в сварных швах представлены в табл. 5.
Общая площадь дефектов сварных соединений алюминиевых сплавов, выполненных лазерной сваркой, должна быть < 2 % от S, где S – площадь сварного шва, рассчитываемая по уравнению (2):
S = L·t, (2)
где L – длина шва (100 мм); t – толщина свариваемых деталей (5,0 мм).
Исходя из вышесказанного, общая площадь дефектов в сварном шве алюминиевых сплавов, выполненных лазерной сваркой и оцениваемых по уровню качества – В, по ГОСТ 13919-2-2017, должна быть < 2 %, т.е. 10 мм2. Как видно из табл. 5, общая площадь дефектов в образцах в 3 – 4 раза превышает допустимые значения.
Наличие такого количества пор связано с высокими скоростями сварки. С учётом больших размеров выявленных пор, их можно отнести к так называемым технологическим порам, образующимся при высоких скоростях сварки, вследствие нестабильности процесса расплавления и затвердевания расплава, а также наличия на свариваемых кромках загрязнений и влаги [7].
Зависимости общей площади дефектов от скорости сварки приведена на рис. 3.
Из представленной зависимости
следует, что общая площадь дефектов увеличивается как при низких скоростях сварки, так и при слишком высоких, поэтому оптимальная скорость сварки для данных сплавов, предположительно, будет лежать в диапазоне
от 50 до 70 мм/с.
При условии, что цепочка пор в процессе разрушения сварного соединения работает как один дефект, выведена зависимость количества дефектов от скорости сварки
(рис. 4).
С увеличением скорости сварки количество дефектов в образце увеличивается, что связано с ухудшением условий дегазации расплава в сварочной ванне.
Первичной целью проведения рентгенографического контроля был подбор режимов просвечивания для сварных соединений алюминиевых сплавов системы Al − Mg, выполненных лазерной сваркой. Просвечивание осуществлялось при силе тока – 1 мА, при это напряжение варьировалось от 50 до 100 кВ. В результате экспериментов, был установлены следующие параметры режима просвечивания для сварных соединений сплавов 1530 и 1550, толщиной 5,0 мм: напряжение 80 кВ, сила тока 1 мА.
Рентгенограммы образцов сварных соединений алюминиевых сплавов 1530 и 1550 представлены на рис. 5.
На полученных рентгенограммах были проведены замеры диаметра всех выявленных пор. Результаты измерений представлены в табл. 6.
Микроструктура сварных соединений представлена мелкодисперсной дендритной структурой (рис. 7, а). При этом её можно разделить на несколько зон: центральная зона – характеризуется наличием мелкодисперсных разориентированных кристаллитов, и зона перехода к основному металлу, ограничивающая центральную зону с двух сторон. Формирование структуры переходной зоны (рис. 7, б) связано с высоким градиентом температур в процессе сварки [4]. Структура этой зоны отлична от структуры центральной зоны сварного соединения, и характеризуется наличием вытянутых дендритов первого порядка, с направлением роста от линии сплавления к центру сварного шва. Отсутствие дендритов второго порядка объясняется высокой скоростью охлаждения, достаточно высокой, чтобы дендриты второго порядка не успели сформироваться [8].
Зона термического влияния (ЗТВ) при лазерной сварке не велика и зависит от объема зоны расплавления, который у алюминия больше, чем у сталей, вследствие необходимой для сварки гораздо более высокой плотности мощности (5·106 Вт/см2 и 106 вт/см2) [9].
Замеры ЗТВ показали, что для сварных соединений системы Al − Mg, выполненных лазерной сваркой, размер ЗТВ лежит в диапазоне 20…30 мкм.
Сплавы системы Al − Mg, к которой относятся сплавы 1530 и 1550, характеризуются повышенной склонностью к образованию пор в металле шва, так как магний повышает растворимость водорода в алюминии [10 – 12].
Водородные поры имеют меньший размер, по сравнению с технологическими и образуются в результате растворения водорода в алюминии при температуре плавления последнего. Для защиты от такого вида дефектов, сварка проводилась в среде инертного газа Ar. Несмотря на это, в микроструктуре некоторых образцов были выявлены водородные поры (рис. 8), с размером ≈ 40…50 мкм.
Данные измерений микротвердости в различных структурных зонах сварного соединения представлены в табл. 7.
Измерения показали, что твёрдость сварного шва выше, чем твёрдость основного металла, что можно объяснить образованием в сварном шве мелкодисперсной дендритной структуры. При этом от центра шва к основному металлу твёрдость снижается, вследствие вытягивания дендритов по направлению наибольшего теплоотвода.
Также можно отметить, что с повышением скорости сварки для обоих исследуемых сплавов 1550 и 1530 наблюдается повышение значений микротвердости металла шва.
Для определения механических свойств сварных соединений исследуемых сплавов были сварены лазерной сваркой образцы с присадочной проволокой на скорости сварки 60 мм/с. Для образцов из сплава 1530 применялась скальпированная проволока СвАМг3 диаметром 1,2 мм, а для сплава 1550 – проволока марки СвАМг61. Результаты механических испытаний приведены в табл. 8.
Анализ данных, приведенных в табл. 8 показывает, что при лазерной сварке исследуемых сплавов обеспечивается прочность сварного соединения на уровне 0,82…0,87 от прочности основного металла. Разрушение образцов при испытаниях на статическое растяжение происходило по зоне сплавления для обоих исследуемых сплавов.
Выводы
1. Установлено, что при лазерной сварке алюминиевых сплавов 1530 и 1550 в виде листов толщиной 5 мм минимальная пористость сварных швов наблюдается при скорости сварки в диапазоне 50…70 мм/с.
2. Идентифицированы режимы рентгеновского просвечивания сварных соединений алюминиевых сплавов 1530 и 1550 системы
Al − Mg, выполненных лазерной сваркой, для наилучшей выявляемости дефектов.
3. Показано, что микроструктура металла шва исследуемых сплавов характеризуется наличием дендритов первого и второго порядков. Формирование микроструктуры зоны сплавления связано с высоким градиентом температур в процессе сварки. Структура этой зоны отлична от структуры центральной зоны сварного соединения, и характеризуется наличием вытянутых дендритов первого порядка, с направлением роста от линии сплавления к центру сварного шва.
4. Установлено наличия упрочнения металла сварного шва при лазерной сварке алюминиевых сплавов 1530 и 1550, по сравнению с основным металлом, проявляющееся в больших значениях микротвердости.
5. При лазерной сварке исследуемых сплавов 1530 и 1550 обеспечивается прочность сварного соединения на уровне 0,82…0,87 от прочности основного металла. Разрушение образцов при испытаниях на статическое растяжение происходило по зоне сплавления для обоих исследуемых сплавов.
1. Katoyama S. Handbook of laser welding technology. Moscow: Technosphere. 2015, 319 p.
2. Grezev N. V., Shamov E. M., Markushov Yu. V. Fiber laser welding // Rhythm of Mechanical Engineering. 2016, no. 7, pp. 34–40
3. Suder W. J. Investigation of the effects of basic laser material interaction parameters in laser welding / W. J. Suder, S. W. Williams // Journal of Laser Applications. 2012. Vol. 24, No. 3. P. 032009 1 032009 8. DOI:https://doi.org/10.2351/1.4728136
4. Grigoryants A.G., Shiganov I. N., Misyurov A. I. Equipment for LBM// Moscow: Bauman Moscow State Technical University. 2022, 458 p.
5. Tsukamoto S. Laser welding // Welding Intern. 2003, 17, № 10. P. 767–774.
6. Shelyagin V.D. Microplasma and hybrid laser-microplasma. Welding of aluminium alloys. Shelyagin V.D., Orishich A.M., Haskin V.Yu., Malikov A.G., Chaika A.A. // Automatic welding. 2014. no. 5. Pp. 35−41.
7. Drits A.M., Ovchinnikov V.V. Welding of aluminum alloys. Moscow: Ore & Metals Publishing House. 2020, 474 p.
8. Blinkov V.V. Laser technologies in the aviation industry // LaserInform. 2009. no. 23 (422). Pp. 5−9.
9. Hügel H. Laser in der Fertigung: Strahlquellen, Systeme, Fertigungsverfahren // Wiesbaden: Vieweg + Teubner Verlag, 2009. 404 p.
10. Rabkin D.M. Metallurgy of fusion welding of aluminum and its alloys. Kiev: Nauk. Dumka. 1986. 256 p.
11. Karkhin V.A. Modeling of thermal and crystallization processes in laser welding of aluminum alloys. / V.A. Karkhin, V.V. Ploshikhin, H.V. Bergman // Automatic welding. 2002. no. 8. Pp. 11–16.
12. Shiganov I.N. Laser welding of aluminum alloys of aviation purposes // Bulletin of the Bauman Moscow State Technical University. The Mechanical Engineering series. 2012, no. 5. Pp. 34−50.
