Moskva, Moscow, Russian Federation
UDK 621.79 Соединение материалов сваркой, пайкой и склеиванием. Обработка и отделка поверхностей. Хранение и складирование. Упаковка и упаковочные средства
The problem of obtaining high-quality plate welds made of AL9 alloy and powder by selective laser melting is viewed. Welded butt joints of plates of AK9CH alloy with a thickness of 3.0 mm were made by melting welding (automatic argon arc and electron beam welding) and friction stir welding. After welding the base metal of the AK9 alloy plates and their welded joints were subjected to X-ray transmission, computed tomography, metallographic analysis and mechanical tests for static tension and static three-point bending. X-ray inspection of welded joints made by automatic argon arc and electron beam welding revealed multiple porosity inside welds. The nuclei of pores in the weld metal are spherical micropores, formed in the parent metal during selective laser melting. The diameter of these micropores is 150...200 microns. In the welding bath during fusion welding, micropores develop up to 420...1070 microns in diameter in case of argon arc welding and 215...420 microns in case of electron beam welding. Metallographic analysis of cross-sections of welded joints performed by fusion welding revealed a characteristic pore distribution in the weld metal. So in case of argon arc welding, the largest pores were located near the front surface of the weld. In the fusion zone at the border of the weld and the base metal, pores with a diameter of 80.220 microns were located in the form of chains along the entire thickness of the plates being welded. When testing welded joints for static tension, the destruction of joints occurred precisely in this zone. The strength coefficient of the AK9 alloy joints obtained by fusion welding is as follows: for automatic argon arc welding 0.46, for electron beam welding - 0.66. It is established that the problem of porosity of welded joints is eliminated when using solid -phase welding for jointing (friction stir welding). The strength coefficient of the jointing of the AK9CH alloy plates made by friction stir welding is at the level of 0.81.0.86 of the time resistance of the base metal. The destruction of welded joints occurs along the mixing zone. In the weld zone during friction stir welding, as a result of dynamic recrystallization, a fine-grained equiaxed structure with an average grain size of 4.5...6.2 microns was formed with virtually no pores. The parent metal is represented by a cellular structure in which there are pores up to 168 microns in size.
selective laser melting, aluminum alloy, fusion welding, friction stir welding, porosity, mechanical properties
Введение
Технология селективного лазерного плавления в настоящее время достаточно широко применяется для получения металлических изделий из сталей, титановых и алюминиевых сплавов. Технология селективного лазерного плавления позволяет получать изделия из металлических порошков, которые по своей конфигурации и размерам наиболее приближены к компьютерной модели. Важным является отсутствие требования к наличию сложной оснастки при выращивании изделий. В конечном итоге это позволяет существенно повысить эксплуатационных характеристики деталей [1].
В процессе селективного лазерного плавления источником энергии является остро сфокусированный лазерный луч. Под действием лазерного излучения формируется ванна расплавленного металла малого размера. Скорость нагрева при ее формировании, а также скорость кристаллизации будут очень высокими. В результате указанных процессов будет формироваться материал с неравновесной микроструктурой, которая не типичная таким традиционным процессам как сварка и литье.
Существующее оборудование для селективного лазерного плавления зачастую ограничено по величине рабочей зоны. Увеличение размеров рабочей зоны напрямую связано с усложнением и удорожанием технологического оборудования. Поэтому логичным перспективным представляется применение сварки для соединения отдельных деталей, полученных селективным лазерным плавлением, в единую конструкцию.
Цель настоящей статьи заключалась в исследовании влияния сварки на микроструктуру и свойства пластин алюминиевого сплава АК9, полученных селективным лазерным плавлением из порошка.
Материалы и методы
Для выращивания пластин методом селективного лазерного плавления исходным материалом служил порошок сплава АК9 с насыпной плотностью 1,4316 г/см3, измеренной плотностью 1,6529 г/см3 и сферичностью частиц более 90 %. Химический состав порошка приведен в табл. 1.
В качестве объекта исследований служили пластины толщиной 3,0 мм (рис. 1) из сплава АК9, выращенные селективным лазерным плавлением. Для получения пластин была использована установка послойного лазерного синтеза для металлических порошков марки EOS M 100. При выращивании пластин в качестве рабочей среды использовался аргон.
Сварку стыковых соединений образцов осуществляли автоматической аргонодуговой сваркой с присадочной проволокой СвАМг6, электронно-лучевой сваркой без присадочного металла и сваркой трением с перемешиванием. При аргонодуговой сварке использовали следующий режим: ток дуги 180…185 А, скорость сварки 15,2…15,0 м/ч, расход аргона через сопло горелки 12,2…14 л/мин, скорость подачи присадочной проволоки диаметром 2,0 мм 18…19 м/ч. Питание дуги установки для сварки прямолинейных стыков осуществлялось от инверторного источника питания типа Сварог PRO TIG 315 P AC/DC.
Электронно-лучевую сварку пластин сплава АК9 выполняли на установке ЭЛУ-20МК на режиме: ток луча Iл = 140…155 мА, ток фокусировки Iф = 472…478 мА, ускоряющее напряжение Uуск = 60 кВ, скорость сварки vсв = 450…500 мм/мин.
Сварку трением с перемешиванием (СТП) пластин сплава AlSi10Mg осуществляли на опытном стенде для сварки трением с перемешиванием листовых образцов, который представлен на рис. 2, а. Сварку образцов осуществляли на режиме: частота вращения рабочего инструмента 600 об/мин; скорость сварки 120…130 мм/мин; осевое усилие на инструмент 2,4…3,2 кН; угол наклона рабочего инструмента от направления сварки 2°; заглубление инструмента в материал заготовки 3,0 мм.
Для сварки трением с перемешиванием пластин сплава АК9 толщиной 3,0 мм был использован рабочий инструмент с диаметром заплечика 14 мм и стержнем в виде усеченного конуса диаметром 5,0 мм на поверхности заплечика. Диаметр стержня на рабочем торце составлял 3,0 мм и имел на своей поверхности резьбовую накатку (рис. 2, б).
Контроль сварных соединений проведен радиационным методом на рентгеновской системе «Экстравольт-160» (с чувствительностью 100 мкм) и на системе рентгеновской компьютерной томографии c чувствительностью 0,1 мм.
Определение механических характеристик (σв, α) сварных соединений проводили в соответствии с ГОСТ 6996-66. Временное сопротивление соединений при растяжении и угол статического изгиба определяли на установке Zwick/Roell Z030. Для испытаний на статический изгиб применялись образцы шириной 10 мм, вырезанные поперек шва.
Исследования микроструктуры проводили на оптическом микроскопе Leica DM IRM с программно-аппаратным комплексом обработки изображения «Image Expert Pro3x».
Фрактографическое изучение поверхности изломов, разрушенных образцов после механических испытаний проводили методами оптической и растровой электронной микроскопии. Электронную микроскопию производили с помощью растрового электронного микроскопа сверхвысокого разрешения evo-50 фирмы «Karl Zeiss», укомплектованного системой энергодисперсионного микроанализа, позволяющего производить картирование по элементному составу.
Замеры микротвердости проводили на поперечных шлифах сварных соединений с использованием автоматизированного твердомера EmcoTest DuraScan 20 в соответствии с ГОСТ Р ИСО 6705-1-2007. При измерениях применена нагрузка на индентор 4,9 Н (HV0,5).
Результаты и их обсуждение
На первом этапе исследований была изучена микроструктура образцов основного металла пластин сплава АЛ9, полученных селективным лазерным плавлением. Было установлено наличие в основном металле пор, диаметр которых варьировался в диапазоне 150…200 мкм (рис. 3). На разных участках структуры основного металла количество пор варьируется в достаточно широких пределах.
В процессе лазерного воздействия на порошковый материал происходят его расплавление и последующая кристаллизация. Образующийся при затвердевании температурный градиент направлен перпендикулярно относительно границ ванны расплава, которая имеет выпуклую форму [2, 3]. Данные условия кристаллизации обуславливают направленный рост кристаллитов от периферии зоны расплава к ее центру. Газовые поры вызваны неполнотой выхода газов из расплава при лазерной обработке. Пузырьки газа в жидкости имеют сферическую форму, которую они сохраняют и после затвердевания металла [4, 5].
Помимо сферических пор в микроструктуре также наблюдаются плоские поры, расположенные перпендикулярно направлению выращивания. Такие поры формируются в результате неполного проплавления порошкового слоя. Образование плоских пор происходит в местах, где частицы расплавились не полностью либо, не произошло «слияния» расплавленных частиц порошка с ранее обработанным слоем.
Для уменьшения пористости в конечных изделиях ответственного назначения применяется горячее изостатическое прессование, во многих случаях позволяющее существенно повысить качество изделий после СЛП (селективное лазерное плавление) [6]. Изостатическое прессование повышает плотность материала, полученного селективным лазерным плавлением, но приводит к образованию в структуре сплава областей с повышенным содержанием растворенного водорода.
Анализ микроструктуры сплава АК9, полученного селективным лазерным плавлением, показал, что в его структуре присутствуют микропоры, которые в условиях сварки плавлением могут развиваться в объеме и приводить к формированию множественной пористости швов, полученных сваркой плавлением [7]. Основной металл представлен ячеистой структурой.
Высказанное выше предположение о возможности развития микропор, присутствующих в основном металле в поры в металле шва, нашло свое подтверждение при автоматической аргонодуговой и электронно-лучевой сварке. На рис. 4 представлены рентгенограммы сварных соединений пластин сплава АК9, полученных автоматической аргонодуговой сваркой (см. рис. 4, а) и электронно-лучевой сваркой (см. рис. 4, б) с множественной пористостью.
С помощью рентгеновской компьютерной томографии и металлографического анализа было установлено, что в случае автоматической аргонодуговой сварки наблюдается увеличение размера пор в металле шва до 420...1070 мкм. При электронно-лучевой сварке диапазон изменения диаметра пор в шве составил 215…420 мкм. Такое увеличение диаметра пор в швах можно связать с более длительным пребыванием сварочной ванны при аргонодуговой сварке в жидком состоянии, что создает условия для более полного роста газовой пористости.
Металлографические исследования поперечных шлифов сварных соединений сплава АК9, выполненных аргонодуговой и электронно-лучевой сваркой, подтвердили наличие развитий пористости в металле шва (рис. 5).
При внимательном рассмотрении представленных макроструктур сварных соединений сплава АК9 можно отметить, что при аргонодуговой сварке большая часть крупных пор расположена в верхней части шва (см. рис. 5, а). Поэтому некоторое снижение скорости сварки способствовало бы переходу газовых пузырьков через межфазную границу жидкого металла и защитной газовой атмосферы с общим снижением количества пор.
Также следует отметить цепочки мелких пор по границе сплавления со стороны металла шва. В приповерхностных слоях основного металла видны поры.
Общее количество пор в металле шва при электронно-лучевой сварке существенно меньше по сравнению со швами, полученными аргонодуговой сваркой (рис. 5, б). Также, как и в варианте аргонодуговой сварки, по границе зоны сплавления отмечается наличие цепочек мелких пор.
Образцы для механических испытаний изготавливались в соответствии с требованиями ГОСТ 6996-66 с шириной рабочей части
10 мм. Результаты испытаний образцов сварных соединений на статической растяжение приведены в табл. 2.
Из данных табл. 2 можно отметить, что применение электронно-лучевой сварки вместо аргонодуговой позволяет повысить коэффициент прочности соединения с 0,46 до 0,66. При этом угол изгиба соединений изменяется несущественно, но он превышает угол изгиба основного металла.
В обоих случаях разрушение происходило по зоне сплавления шва и основного металла с наличием большого количества пор в изломах (см. рис. 6).
Таким образом можно отметить, что для сварки плавлением сплава АК9, полученного селективным лазерным плавлением, целесообразно применять концентрированные источники нагрева, такие как электронный и лазерный луч. При этом следует провести дополнительные исследования по влиянию скорости сварки и развертки луча на количество и диаметр пор в металле шва.
Кардинальной мерой по предотвращению образования газовых пор в металле шва является выполнение соединения в твердой фазе, например, сваркой трением с перемешиванием. Хотя при этом следует учитывать, что данный вид сварки может быть применим далеко не для всех деталей и конструкций.
Рентгеновский контроль и компьютерная томография не выявили в соединениях, выполненных сваркой трением с перемешиванием, каких-либо внутренних дефектов, за исключением светлой полосы в одном из швов.
Результаты механических испытаний образцов сварных соединений пластин сплава АК9 представлены в табл. 3.
Из данных табл. 3 следует, что коэффициент прочности соединения, выполненного сваркой трением с перемешиванием, находится в диапазоне 0,81…0,86.
Следует отметить, что в обоих случаях разрушение сварного соединения при испытании на статическое растяжение произошло по металлу зоны перемешивания (металл шва) (рис. 7).
Различие в прочностных свойствах соединений № 1 и № 2 объясняется тем, что в зоне перемешивания сварного соединения № 1 была обнаружена при рентгеновском контроле светлая полоска, которая оказалась оксидной пленой с частичным межслойным несплавлением. Наличие такого дефекта в металле шва существенно снижало площадь рабочего сечения образца при испытаниях на статическое растяжение (табл. 3).
На фотографии макроструктуры сварного соединения (рис. 8) четко выделяется зона перемешивания 1 со структурой, подвергнутой динамической рекристаллизации. Помимо зоны шва отчетливо прослеживается зона основного металла 2. При этом зоны термомеханического воздействия с характерным искривлением текстуры деформации и зоны термического влияния на панораме соединения не прослеживается.
При большем увеличении области перехода от основного металла к металлу шва в зоне термомеханического воздействия
(рис. 9, а) наблюдается резкая граница, которая разделяет эти две структурные области. В зоне шва в результате динамической рекристаллизации сформирована мелкозернистая равноосная структура со средним размером зерна
4,5…6,2 мкм. Основной металл представлен ячеистой структурой, в которой имеются поры размером до 168 мкм (рис. 9, б). Пор в металле шва (зоне перемешивания) не обнаружено.
Методом гидростатического взвешивания и металлографическим методом была определена относительная плотность основного металла и металла шва сплава АК9, полученного СТП (табл. 4). Результаты измерений плотности показывают, что объем пор и несплошностей в металле шва существенно меньше, чем в основном металле.
Результаты замеров микротвердости в различных зонах сварного соединения пластин сплава АК9 приведены в табл. 5.
Из данных табл. 5 следует, что наибольшие значения микротвердости соответствуют основному металлу. В зоне термического влияния наблюдается некоторое незначительное снижение микротвердости по отношению к основному металлу. В зоне термомеханического воздействия наблюдается существенное снижение значений микротвердости по отношению к основному металлу, которое сохраняется и в пределах зоны перемешивания (металл шва).
Заключение
На основании полученных в исследовании результатов можно констатировать что:
1. Установлено, что при сварке плавлением (автоматическая аргонодуговая сварка и электронно-лучевая сварка) пластин сплава АК9, полученного селективным лазерным плавлением из порошка, в металле шва наблюдается большое количество пор диаметром 420…1070 мкм при аргонодуговой сварке и 215…420 мкм при электронно-лучевой сварке.
2. Источником газовых пор при сварке пластин сплава АК9, полученного селективным лазерным плавлением, являются микропоры диаметром 150…200 мкм, формирующиеся в основном металле на стадии его выращивания. Формирование пор в металле шва при сварке плавлением усиливается наличием фрагментов оксидной пленки, которые поступают в сварочную ванну с поверхности частичек порошка, из которого выращен основной металл.
3. Коэффициент прочности соединений сплава АК9, полученных сваркой плавлением следующий: для автоматической аргонодуговой сварки 0,46, для электронно-лучевой сварки – 0,66.
4. Коэффициент прочности стыковых соединений пластин сплава АК9, выполненных сваркой трением с перемешиванием, находится на уровне 0,81…0,86 от временного сопротивления основного металла. Разрушение сварных соединений происходит по зоне перемешивания.
5. В зоне шва при сварке трением с перемешиванием в результате динамической рекристаллизации сформирована мелкозернистая равноосная структура со средним размером зерна 4,5…6,2 мкм практически без наличия пор. Основной металл представлен ячеистой структурой, в которой имеются поры размером до 168 мкм.
6. В результате термомеханического воздействия сварки трением с перемешиванием наблюдается превышение плотности зоны перемешивания сплава АК9 над уровнем плотности основного металла, полученного селективным лазерным плавлением.
1. Simonelli M., Tse Y.Y., Tuck C. Effect of the build orientation on the me-chanical Properties and Fracture Modes of SLM Ti-6Al-4V. Mater. Sci. Eng. A. 2014. Vol. 616. P. 1-11.
2. Litunov S.N., Slobodenyuk V.N., Mel'nikov D.V. Obzor i analiz additivnyh tehnologiy // Omskiy nauchnyy vestnik. 2016. Ch. 2. №5 (149). S. 20-24.
3. Additive technologies in mechanical engineering: a manual for engineers / M.A. Zlenko, M.V. Nagaytsev, V.M. Dovbysh. Moscow: SSC RF FSUE «NAMI», 2015. 220 p.
4. Kulikov M.Yu., Larionov M.A., Gusev D.V. On the interaction of the surface roughness of prototyped samples with the conditions of their basing during their sampling // Scientific Notes of the Komsomolsk-on-Amur State Technical University, 2016, No. 1(25), pp. 88-92.
5. Kulikov M.Yu., Larionov M.A., Gusev D.V. Investigation of the relationship of surface roughness of prototyped samples with the conditions of their basing during their sampling // Bulletin of the Bryansk State Technical University, 2016, Issue 2 (50), pp. 108-111.
6. Larionov M.A., Gusev D.V. Development of a program for predicting the expected accuracy parameters of a product manufactured using 3SP RP technology // Metalworking, 2018, No. 6 (108), pp. 26-29.
7. Wu M.W., Lai P.H., Chen J.K. Anisotropy in the impact toughness of selective laser melted Ti-6Al-4V alloy. Mater. Sci. Eng.: A. 2016. Vol. 650. P. 295-299.
8. Ahuja B, Schaub A, Karg M, Lechner M, Merklein M, Schmidt M. Developing LBM process parameters for Ti-6Al-4V thin wall structures and determining the corresponding mechanical characteristics. Phys. Proc. 2014. Vol. 56. P. 90-98.
9. Kunze K., Etter T., Grässlin J., Shklover V. Texture, anisotropy in microstructure and mechanical properties of IN-738LC alloy processed by selective laser melting (SLM). Mater. Sci. Eng. A. 2015. Vol. 620. P. 213-222.
10. Frazier W. E. Metal additive manufactur-ing: A review. J. Mater. Eng. Perform. 2014. Vol. 23. No. 6. P. 1917-1928.
11. Vrancken B., Thijs L., Kruth J.P., Van Humbeeck J. Microstructure and mechanical properties of a novel β titanium metallic composite by selective laser melting. Acta Mater. 2014. Vol. 68. P. 150-158.
12. Drits A.M., Ovchinnikov V.V. Aluminium alloys welding. Moscow: Ruda i metall, 2020, 476 p.
13. Litunov S.N., Slobodyanyuk V.N., Melnikov D.V. Review and analysis of additive technologies // Omsk Scientific Bulletin, 2016, part 2, No. 5(149), pp. 20-24.
