Введение

Повысить весовую эффективность современных изделий авиационной и ракетно-космической техники можно за счет применения высокопрочных алюминий-литиевых сплавов системы Al–Cu–Li [1–14].

В настоящее время сварка деталей больших толщин (>10 мм), в частности корпусных деталей, изготавливаемых из полуфабрикатов алюминиевых сплавов, является актуальной задачей. Для реализации традиционного метода аргоно-дуговой сварки таких деталей необходимо осуществить большое количество проходов, что повышает трудоемкость технологического процесса и значительно снижает прочность сварного соединения за счет многократного термического воздействия на основной металл. Для изготовления соединений из толстостенных деталей рационально применять метод электронно-лучевой сварки (ЭЛС), который позволяет за один проход получить соединение более высокого качества за счет переплава и эффективной дегазации в вакууме металла шва [15–22].

Изготовление сварных конструкций из алюминий-литиевых сплавов системы Al–Cu–Li сваркой плавлением связано со сложностями вследствие их повышенной склонности к образованию горячих пор и трещин, в том числе ликвационных трещин в зоне сплавления и околошовной зоне сварного соединения [9, 23–31]. Существенной проблемой является значительное разупрочнение материала (σ_в.св/σ_в ≥ 0,5) под воздействием термического цикла сварки (рис. 1), в том числе вследствие выгорания в сварном шве лития [23] – ключевого элемента, который образует упрочняющие фазы в сплаве [26]. Повысить эксплуатационные характеристики сварных соединений можно за счет совершенствования технологии сварки, обеспечивающей оптимизацию структуры сварного шва, и рационального выбора технологической схемы последующей термической обработки.

Рис. 1. Распределение температур в сварочной ванне при электронно-лучевой сварке алюминий-литиевого сплава 2195 системы Al–Cu–Li, определенное с помощью компьютерного моделирования [23]

Перспективным конструкционным материалом для аэрокосмической промышленности является высокопрочный свариваемый сплав В-1469 системы Al–Cu–Li–(Ag) [32, 33]. Для листов и тонкостенных профилей из сплава В-1469 освоены прогрессивные технологии лазерной сварки и сварки трением с перемешиванием [34–36]. Исследованы также сварные соединения различных полуфабрикатов из сплава В-1469, полученные ЭЛС [37–39]. Для совершенствования технологии изготовления массивных сварных конструкций из сплава В-1469 методом ЭЛС важной задачей является дальнейшее исследование особенностей структурообразования, различных дефектов в материале и механических свойств получаемых сварных соединений.

Цель данной работы – исследование особенностей микроструктуры, механических свойств и характера разрушения сварных соединений, полученных методом ЭЛС прессованных полос из высокопрочного сплава В-1469.

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ в рамках реализации комплексного научного направления 8. «Легкие, высокопрочные коррозионностойкие свариваемые сплавы и стали, в том числе с высокой вязкостью разрушения» и комплексной научной проблемы 10.8. «Технологии сварки плавлением новых конструкционных материалов» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года»).

Материалы и методы

Материалом для исследований служили сварные соединения заготовок прессованных полос толщиной 12 или 40 мм из алюминий-литиевого сплава В-1469, выполненные ЭЛС. Исходным материалом являлись прессованные полосы толщиной 40 мм, изготовленные в промышленных условиях на металлургическом предприятии ОАО «КУМЗ». Химический состав материала, определенный методом спектрального анализа, соответствовал ОСТ 1 90048–90. После закалки, правки растяжением (в продольном направлении) и искусственного старения при температуре 160 °С прессованные полосы обладали следующими механическими свойствами: s_в ≥ 640 МПа, s_0,2 ≥ 610 МПа, δ₅ ≥ 8,0 % (состояние Т1).

Из прессованной полосы вырезали плоские заготовки толщиной 12 и 40 мм, которые затем подвергали механической обработке и химическому фрезерованию для получения качественной поверхности для сварки.

Электронно-лучевую сваркупроводили в условиях НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ на установке, оснащенной системой числового программного управления и энергоблоком мощностью 40 кВт с ускоряющим напряжением 60 кВ. В процессе сварки с помощью программы задаются координаты перемещения электронно-лучевой пушки и технологические параметры процесса ЭЛС: скорость сварки (V_св), ток луча и фокусировки, ускоряющее напряжение, рабочее расстояние. Сварку заготовок проводили встык поперек направления волокна с различными скоростями, изменяя ток луча и фокусировки при постоянных значениях ускоряющего напряжения и рабочего расстояния. Для каждой скорости сварки добивались формирования качественного сварного шва без визуально контролируемых дефектов.

Структурные исследования сварных соединений проводили методами световой, растровой электронной и просвечивающей электронной (ПЭМ) микроскопии. Рентгеноспектральный микроанализ при растровой электронной микроскопии проводили с помощью приставки EDS. Температуру фазовых превращений определяли методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) при нагреве образцов со скоростью 20 °С/c. Образцы для ПЭМ и ДСК вырезали из разных зон сварного соединения: основного металла, зоны термического влияния (ЗТВ) и сварного шва.

Механические свойства при растяжении (σ_в.св) и ударную вязкость соединений с U-образным надрезом (KCU) образцов сварных соединений определяли при комнатной температуре в соответствии с ГОСТ 6996–66 и ГОСТ 9454–78 соответственно. Для сварного соединения толщиной 40 мм образцы отбирали из средней части шва. Микротвердость по Виккерсу определяли с использованием микротвердомера в соответствии с ГОСТ 9450–76.

Результаты и обсуждение

При выбранных режимах ЭЛС получены стыковые сварные заготовки толщиной 12 и 40 мм. На рис. 2 представлены типичная макроструктура сварного соединения при «кинжальном» проплавлении и результаты определения микротвердости в поперечном сечении. Ширина шва для сварного соединения толщиной 12 мм изменяется по высоте от 2 до 4 мм, толщиной 40 мм – от 0,5 до 4 мм. С лицевой стороны соединения формируется усиление шва на 1 мм, со стороны проплава – на 0,8 мм (рис. 2, а).

Рис. 2. Макроструктура сварного соединения из сплава В-1469 толщиной 12 мм (а) и распределение микротвердости сварных соединений различной толщины в поперечном сечении по средней линии (б)

Распределение микротвердости в поперечном сечении сварных соединений по средней линии имеет V-образную форму (рис. 2, б). Микротвердость зоны сварного шва в ~2 раза меньше (80 HV) по сравнению с зоной основного металла (180 HV), так как сплав находится в литом (неупрочненном) состоянии. В соответствии с результатами определения микротвердости протяженность ЗТВ составляет ≤5 мм. Для сварного соединения толщиной 40 мм характерны меньшие значения микротвердости в ЗТВ, чем для соединения толщиной 12 мм, что вызвано более высокой погонной энергией.

Металлографический анализ показал, что структура зоны сварного шва, полученного ЭЛС, имеет характерное дендритное строение, незначительно отличающееся по высоте, пористость практически отсутствует (рис. 3).

Рис. 3. Типичная микроструктура сварного соединения из сплава В-1469, выполненного электронно-лучевой сваркой (световая микроскопия в поляризованном свете)

Структура швов (рис. 3, а, б) аналогична структуре слитков из сплава В-1469: на границе сплавления наблюдаются мелкие равноосные зерна, которые переходят в более крупные (столбчатые) кристаллиты, вытянутые в направлении теплоотвода, при этом количество столбчатых кристаллитов на границе сплавления превалирует в верхней части шва. В центре шва формируются более мелкие зерна (рис. 3, а), размер которых отличается по высоте шва [23–26]: в верхней части наблюдаются зерна размером до 100 мкм, в нижней части – до 20 мкм. Это обусловлено различием скоростей охлаждения расплава по высоте шва (рис. 1). Зерно в структуре шва более мелкое, чем в слитке в литом состоянии [40], вследствие высокой скорости кристаллизации, реализуемой при сварке (для промышленных слитков из сплава В-1469 характерен размер зерен 200–500 мкм). Границы зерен и дендритов сварного шва представляют практически сплошной каркас из включений интерметаллидов, в том числе фаз эвтектического происхождения (рис. 4).

Рис. 4. Микроструктура сварного соединения из сплава В-1469, выполненного электронно-лучевой сваркой (растровая электронная микроскопия)

Сплав В-1469 относится к высоколегированным алюминиевым сплавам, характеризующимся сложными фазовыми превращениями на всех стадиях изготовления. Проведено термодинамическое моделирование фазового состава выделений, сформированных в металле сварного шва, при неравновесной кристаллизации методом Шейла–Гулливера с использованием специализированного программного обеспечения. Расчет показал (рис. 5), что в интервале температур от 722 до 650 °С образуется β-фаза (Al₃Zr) в количестве 0,07 % (мольн.), которая может служить центром кристаллизации зерен (Al) твердого раствора (92 % (мольн.)), возникающего в интервале температур от 650 (ликвидус) до 503 °С (неравновесный солидус). Выделение 0,2 % (мольн.) фазы AlLiSi наблюдается в интервале температур от 610 до 503 °С. В температурном диапазоне от 520 до 503 °С одновременно образуются фаза Al₃Sc в количестве 0,03 % (мольн.) и различные фазы с медью, % (мольн.): 1,5 – T₁(Al₂CuLi); 0,8 – T_В(Al₇Cu₄Li); 1,3 – S(Al₂CuMg); 1,5 – θ(Al₂Cu); 0,05 – Al₂₀Cu₂Mn₃; 0,01 – Al₇Cu₂Fe; 0,05 – W(AlCuSc). Фазы, содержащие Cu, появляются в последнюю очередь, поэтому располагаются в виде эвтектики на границах дендритных ячеек (рис. 4, г, д) [40].

Рис. 5. Фазовый состав сплава В-1469 при неравновесной кристаллизации, рассчитанный методом Шейла–Гулливера с использованием специализированного программного обеспечения

В основном металле и ЗТВ наблюдаются вытянутые частично рекристаллизованные зерна (волокна) (рис. 3, в), по границам которых располагаются относительно крупные включения интерметаллидных фаз (рис. 4, в), образованных при кристаллизации слитков и сохранившихся при последующих технологических операциях. Согласно результатам рентгеноспектрального микроанализа в состав включений входят преимущественно Cu и Fe, что позволяет предположить их принадлежность к фазе Al₇Cu₂Fe (рис. 5).

Околошовная зона, в отличие от основного металла, содержит продолжительные непрерывные строчки (прослойки) из интерметаллидов (рис. 4, в, е), которые сформировались в результате высокотемпературного нагрева при сварке (рис. 6). Основной причиной их образования является ликвационная неоднородность в исходном материале, а также интенсивная диффузия Cu и Li при нагреве по границам волокон, что приводит к образованию и коагуляции выделений, частичному оплавлению (пережогу) данных участков вследствие пониженной температуры солидус (рис. 1) [9, 24, 28, 41].

Рис. 6. Структура переходной зоны сварного соединения из сплава В-1469, выполненного электронно-лучевой сваркой (стрелкой указаны прослойки выделений интерметаллидных фаз на границах волокон)

Анализ микроструктуры сварных соединений позволил также выявить наличие ликвационных трещин длиной от 0,5 до 0,9 мм (рис. 7), появляющихся периодически по высоте в зоне сплавления и расположенных горизонтально вдоль границ зерен (волокон) околошовной зоны. При этом для сварного соединения толщиной 12 мм при V_св > 36 м/ч возрастает вероятность образования околошовных трещин. Подобные трещины образуются при сварке плавлением толстостенных полуфабрикатов с выраженной волокнистостью исходной структуры [9, 24, 28, 31, 38].

По-видимому, ликвационные трещины образуются в результате оплавления (пережога) обнаруженных строчек легкоплавких включений по границам зерен (волокон) в зоне сплавления и околошовной зоне под действием высоких термических напряжений при сварке (рис. 7, в, г) [9, 24, 27, 28, 31]. Данные включения оказывают охрупчивающее действие и служат концентратором напряжений. Трещина распространяется преимущественно вдоль границ волокон по разупрочненной зоне термического влияния и может проходить по границам зерен закристаллизовавшегося металла шва (рис. 7, а). При этом пониженная прочность и пластичность в высотном направлении исследуемого прессованного полуфабриката может облегчать распространение трещины.

Рис. 7. Структура (а–г) переходной зоны сварного соединения, выполненного электронно-лучевой сваркой, с ликвационными трещинами (стрелками указаны трещины и участки оплавления между волокнами) и результаты рентгеноспектрального микроанализа (д)

Сплав В-1469 является термически упрочняемым, достигает высокой прочности за счет выделений мелкодисперсных наночастиц T₁(Ωʹ)-фазы, формирующихсяв закаленном состоянии при искусственном старении.

Анализ сварных соединений с помощью ПЭМ показал, что структура основного металла субзеренная (рис. 8, а), ЗТВ – частично рекристаллизованная (рис. 8, б). По всему объему основного металла наблюдаются вторичные выделения упрочняющих фаз: пластины T₁(Ωʹ)-фазы размером 160×15 нм (внутри субзерен и на границах субзерен) и θʹ-фазы (Al₂Cu) размером 120×15 нм (внутри субзерен), а также сферические дисперсоиды метастабильной βʹ-фазы (Al₃(Zr, Sc)) со структурой L1₂ [9, 10, 13] и размером <40 нм (рис. 8, г, ж). Данные фазы типичны для сплавов типа В-1469 в закаленном и искусственно состаренном состоянии [32, 33, 36, 42–48]. Примечательно, что структура ЗТВ, в отличие от основного металла, содержит меньшее количество частиц Т₁(Ωʹ)-фазы (рис. 8, д), а частицы θʹ-фазы практически отсутствуют (рис. 8, з), что обусловлено их растворением при высокотемпературном нагреве в процессе сварки. Благодаря высокой термической стабильности характер выделений дисперсоидов βʹ-фазы после термического цикла сварки практически не изменяется. В микроструктуре зоны сварного шва отсутствуют выделения упрочняющих фаз (рис. 8, в), наблюдается развитая дислокационная структура (рис. 8, е, и), что может быть обусловлено высокими термическими напряжениями при сварке.

Рис. 8. Структура разных зон сварного соединения, выполненного электронно-лучевой сваркой прессованных полос из сплава В-1469 (просвечивающая электронная микроскопия)

На рис. 9 приведены ДСК-кривые при нагреве образцов разных зон сварного соединения из сплава В-1469, выполненного ЭЛС. Пики фазовых превращений на ДСК-кривых интерпретировали с учетом работ [42, 43, 49, 50]. Сравнительный анализ ДСК-кривых подтверждает данные ПЭМ (рис. 8).

Рис. 9. Кривые дифференциальной сканирующей калориметрии при нагреве образцов разных зон сварного соединения, выполненного электронно-лучевой сваркой прессованных полос из сплава В-1469, и интерпретация пиков фазовых превращений

Из сравнения ДСК-кривых видно, что при нагреве в ЗТВ наблюдается экзотермический пик 1 со значительным тепловым эффектом, что свидетельствует о выделении метастабильных фаз, которые, по-видимому, растворяются в процессе сварки. Это позволяет предположить возможность упрочнения ЗТВ с помощью искусственного старения сварного соединения. На ДСК-кривой сварного шва присутствует эндотермический пик 5 (Т_п = 525 °С), что указывает на плавление неравновесной эвтектики, сформированной при кристаллизации сварного шва. Поэтому при дальнейшей термической обработке сварного соединения режим нагрева под закалку следует выбирать с учетом температуры неравновесного солидус металла шва во избежание пережога. Кроме того, следует отметить, что на ДСК-кривой сварного шва практически отсутствует эндотермический пик 7 (Т_п = 568 °С), в отличие от основного металла и ЗТВ.

Анализ результатов исследования механических характеристик (рис. 10) показал, что для сварных соединений толщиной 12 мм при увеличении скорости сварки с 36 до 144 м/ч прочность (σ_в.св) имеет тенденцию к снижению (с 320 до 300 МПа), а для ударной вязкости (KCU_шов) наблюдается экстремальная зависимость. Наилучшие свойства сварного соединения толщиной 12 мм получены при V_св = 36 м/ч: σ_в.св = 320 МПа, KCU_шов = 180 кДж/м². Более высокий уровень характеристик наблюдается для сварного соединения толщиной 40 мм (σ_в.св = 340–360 МПа, KCU_шов = 180 кДж/м²), что может быть вызвано большей скоростью кристаллизации металла сварного шва. При увеличении скорости сваркис 36 до 72 м/ч свойства сварного соединения толщиной 40 мм практически не изменяются.

Для оценки характера разрушения сварных швов, изготовленных по различным режимам ЭЛС, провели фрактографический анализ изломов образцов сварных соединений толщиной 12 мм после испытаний на ударную вязкость (рис. 11). Установлено, что разрушение происходит по сварному шву по механизму вязкого среза внутризеренно с образованием мелкоямочного рельефа. На границах ямок присутствуют множественные интерметаллидные включения кристаллизационного происхождения на основе Cu и Li (рис. 11, д, е), которые оказывают охрупчивающее действие. Значительного различия в изломах образцов в зависимости от V_св не выявлено.

Рис. 10. Зависимость механических свойств сварных соединений прессованных полос из сплава В-1469 от скорости сварки при толщине заготовок 12 (а) и 40 мм (б)

Рис. 11. Общий вид изломов сварных соединений толщиной 12 мм, выполненных электронно-лучевой сваркой при скорости 36 (а, в, д) и 144 м/ч (б, г, е), после испытаний на ударную вязкость

Заключения

В данной работе исследованы особенности микроструктуры, механические свойства и характер разрушения сварных соединений толщиной 12 или 40 мм, полученных ЭЛС прессованных полос из высокопрочного сплава В-1469 системы Al–Cu–Li.

Сварные соединения, полученные ЭЛС, характеризуются следующим уровнем механических характеристик:

– при толщине 12 мм и V_св = 36 м/ч: σ_в.св = 320 МПа, σ_в.св/σ_в = 0,50, KCU_шов = 170 кДж/м²;

– при толщине 40 мм и V_св = 72 м/ч: σ_в = 360 МПа, σ_в.св/σ_в = 0,55, KCU_шов = 180 кДж/м².

При увеличении скорости сварки с 36 до 144 м/ч свойства сварного соединения толщиной 12 мм имеют тенденцию к снижению.

Распределение микротвердости в поперечном сечении сварных соединений имеет V-образную форму с минимумом в зоне сварного шва (80 HV) и максимумом в основном металле (180 HV). Полученные значения механических свойств и характер разрушения в значительной степени определяются особенностями микроструктуры сварных соединений.

Показано, что при ЭЛС прессованных полос из сплава В-1469 образуются околошовные ликвационные трещины в зоне сплавления на границах волокон, на которых располагаются охрупчивающие прослойки легкоплавких интерметаллидных фаз кристаллизационного происхождения, содержащих медь и литий. Для сварного соединения толщиной 12 мм вероятность образования трещин возрастает с увеличением скорости сварки.

Метод ЭЛС позволяет получить благоприятную структуру сварного шва в отличие от многопроходной аргоно-дуговой сварки. Сварные швы имеют относительно равномерную мелкозернистую структуру, при этом в верхней части шва образуются более крупные (<100 мкм) зерна, в нижней – более мелкие (<20 мкм). На границах зерен шва расположены выделения неравновесной эвтектики, которые, согласно результатам термодинамического расчета, должны соответствовать преимущественно следующим фазам с медью: T₁(Al₂CuLi), θ(Al₂Cu), T_В(Al₇Cu₄Li), S(Al₂CuMg). Методом ДСК установлен температурный интервал плавления неравновесной эвтектики в сварном шве, который составил 510–540 °С.

Фрактографический анализ показал, что при испытаниях на ударную вязкость образцы разрушаются по сварному шву по механизму вязкого среза по алюминиевой матрице с образованием мелкоямочного рельефа. При этом на границах ямок присутствуют множественные интерметаллидные включения кристаллизационного происхождения на основе меди и лития, оказывающие охрупчивающее действие.

Методами ПЭМ и ДСК изучены фазовые превращения в различных зонах сварного соединения. Установлено, что в ЗТВ высокотемпературный нагрев при сварке приводит к сохранению термически стабильных дисперсоидов βʹ-фазы (Al₃(Zr, Sc)), частичному растворению упрочняющих частиц Т₁(Ωʹ)-фазы и практически полному растворению θʹ-фазы, что вызывает снижение прочности. Дальнейший нагрев вызывает повторное выделение метастабильных фаз, что указывает на возможность упрочнения ЗТВ с помощью искусственного старения.

Для повышения комплекса механических свойств сварных соединений из сплава В-1469, выполненных ЭЛС, перспективно применение упрочняющей термической обработки (закалки, старения), что будет исследовано в дальнейшей работе.

Благодарности

Авторы статьи выражают благодарность специалистам НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ С.В. Сбитневой, А.А. Левченко и С.И. Пахомкину за вклад в проведение исследований методами электронной микроскопии и ДСК.