Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 8, стр. 845-852

ВВЕДЕНИЕ

Стремление снизить вес современных высокоскоростных транспортных средств (автомобилей, катеров, железнодорожного и авиационного транспорта) ставит задачу сварки разнородных материалов, например, стали с алюминиевыми или титановыми сплавами [1]. Основными проблемами, связанными с соединением разнородных материалов, являются различия их теплофизических свойств (значений температур плавления, теплоемкости, теплопроводности и коэффициентов термического расширения), а также ограниченная растворимость одного металла в другом вследствие различий их кристаллического строения [2–4]. При кристаллизации расплава в сварочной ванне при сварке стали с титановым сплавом образуются интерметаллиды Fe₂Ti и FeTi, их частицы формируют сплошную прослойку в материале сварного шва (СШ), что приводит к образованию сквозной трещины при охлаждении и нарушению сплошности соединения [3, 5, 6]. Для образования твердых растворов в СШ хромоникелевых сталей и титановых сплавов успешно используют промежуточные вставки, к которым предъявляют следующие требования [7–10]: 1) теплофизические свойства близкие по значению свойствам соединяемых материалов; 2) кристаллические решетки, максимально сопряженные с решетками соединяемых металлов; 3) температура плавления материала вставки должна быть ниже, чем у соединяемых металлов; 4) материал вставки должен иметь промежуточное значение коэффициента поглощения лазерного излучения. Наиболее подходящими вставками для сварки хромоникелевых сталей с титановыми сплавами принято считать Cu и Ni или их сплавы, Ag и его сплавы с Cu и Zn.

Для сварки разнородных материалов предпочтительно использовать высококонцентрированные источники энергии, такие как электронный луч и лазер, поскольку в этом случае минимизируются структурные изменения в зонах термического влияния и формируются узкие швы с большой глубиной проплавления [2, 3]. В последнее десятилетие появилось много исследований влияния режимов лазерной и электронно-лучевой сварки на структурное состояние и прочность соединений хромоникелевых сталей с титановыми сплавами с различными промежуточными вставками [7–11]. Особый интерес представляет использование в качестве промежуточной вставки медной пластины, поскольку в этом случае формируются сварные швы, прочность которых находится на уровне титанового сплава [6, 10, 12]. Однако полученные данные о фазовом составе и строении таких соединений носят зачастую весьма противоречивых характер, кроме того, отсутствуют данные просвечивающей электронной микроскопии, позволяющие определить наличие наноразмерных упрочняющих частиц [13] и субструктуры материала всех зон сварного соединения.

Цель данной работы заключалась в проведении комплексного сравнительного анализа структурного состояния зон полученного лазером сварного соединения стали 12Х18Н10Т со сплавом ВТ20 через промежуточную медную вставку.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Лазерную сварку листов стали 12Х18Н10Т и сплава ВТ20 толщиной 3 мм проводили на СО₂-лазере при мощности излучения 2.2 кВт и скорости сварки 1.0 м/мин с заглублением фокуса на 2 мм в Институте теоретической и прикладной механики имени С.А. Христиановича (г. Новосибирск) под руководством А.М. Оришича. Между листами в месте стыка устанавливали медную пластину толщиной 1 мм из сплава М1 (99.9 мас. % Cu). Сплав ВТ20 имел следующий химический состав, мас. %: 5.9 Al, 1.4 V, 1.8 Zr, 0.9 Mo, Тi – остальное. Химический состав стали, мас. %: 0.08 С; 17.6 Cr; 9.5 Ni; 1.2 Mn; 0.4 Ti; 0.37 Si; 0.2 Mo; Fe – остальное. Луч лазера был смещен в сторону стали таким образом, чтобы центр фокального пятна был направлен на границу медной пластины и стали. Ранее было установлено [12], что в этом случае реализуются наиболее благоприятные условия для формирования сварного соединения. Для защиты поверхности сварочной ванны и перегретых околошовных зон использовали смесь углекислого газа с воздухом в соотношении 1 : 7, давление газа составляло 12 торр.

Химический состав свариваемых материалов определен методом спектрального анализа на приборе SPECTROMAXх. Структурные исследования материала всех зон сварного соединения проведены на сканирующем электронном микроскопе TESCAN VEGA II XMU и просвечивающем электронном микроскопе JEM-200CX. Фазовый рентгеноструктурный анализ выполнен на дифрактометре Shimadzu XRD 7000 в монохроматизированном Кα-излучении хромового анода в интервале углов дифракции 50°–85°. Микрорентгеноспектральный анализ проводили с помощью энергодисперсионной приставки фирмы OXFORD к сканирующему микроскопу.

Твердость по методу Виккерса и микротвердость измеряли на приборе LEICA VMНT AUTO при нагрузках 9.8 и 0.49 Н, соответственно, по требованиям ГОСТ 2999-75, ГОСТ 9450-76 и ГОСТ Р ИСО 6507-1–2007. Временное сопротивление при статическом растяжении определяли по ГОСТ 6996-66 (ИСО 4136-89) на разрывной испытательной машине INSTRON 88011 со скоростью растяжения 1 мм/мин. Образцы для испытания вырезали поперек сварного соединения так, чтобы шов располагался посередине рабочей части образца.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

В результате лазерной сварки сформировался СШ, ширина которого на половине толщины листа составила 1.6 мм, в верхней части – 2 мм. Учитывая, что толщина медной пластины составляла 1 мм, можно считать, что в образовании сварочной ванны участвовали пограничные слои соединяемых материалов толщиной по 0.3 мм с каждой стороны. Интенсивное конвективное перемешивание расплава в сварочной ванне привело к тому, что через расплав происходит диффузионное перераспределение атомов расплавленного титана на всю ширину СШ вплоть до границы со сталью, а железа, хрома и никеля расплавленной стали – до титанового сплава. Материал СШ представляет собой твердый раствор легирующих элементов в кристаллической решетке меди и частицы интерметаллидов разных размеров (рис. 1а). По результатам фазового рентгеноструктурного анализа в СШ зафиксированы рефлексы от α-Ti, β-Ti (очень слабые), γ-Fe, меди и интерметаллидов хрома и железа с титаном (Fe_xCr_(1–x))₂Ti, где х может меняться от 0 до 1 (в дальнейшем по тексту этот интерметаллид обозначен (Fe,Cr)₂Ti), а также слабые рефлексы интерметаллида Cu₃Ti (рис. 1б). Частицы интерметаллида (Fe,Cr)₂Ti имеют размеры от 5 до 50 мкм. Частицы интерметаллида Cu₃Ti имеют размеры от 1 до 10 мкм. Наличие этих интерметаллидов подтверждено данными микрорентгеноспектрального анализа.

Рис. 1.

Изображение макроструктуры сварного шва во вторичных электронах (а) и фрагмент дифрактограммы (б).

Известно, что процессы кристаллизации при лазерной сварке происходят при высоких скоростях охлаждения [2, 3]. Первыми в сварочной ванне кристаллизуются частицы интерметаллидов (Fe,Cr)₂Ti и Cu₃Ti размерами несколько микрометров, затем кристаллизуется пересыщенный твердый раствор на основе решетки меди, причем разрыв во времени кристаллизации этих фаз составляет доли секунды, поэтому твердый раствор пересыщен железом, титаном, хромом, не успевшими образовать интерметаллиды. В областях с недостаточным конвективным перемешиванием расплава в сварочной ванне могут образовываться крупные конгломераты размерами до 300 мкм, которые при небольших увеличениях выглядят, как крупные частицы (рис. 1а). При микрорентгеноспектральном анализе было обнаружено, что каждый такой конгломерат состоит из множества мелких частиц интерметаллидов разного размера, между которыми расположен твердый раствор на основе меди (рис. 2, табл. 1).

Рис. 2.

Распределение элементов в крупном конгломерате: а – изображение во вторичных электронах с указанием точек микроанализа; б – изображение в характеристическом рентгеновском излучении Ti; в – Cr; г – Fe; д – Cu.

При электронно-микроскопическом анализе фольг на просвет было обнаружено, что в твердом растворе на основе меди присутствуют частицы (Fe,Cr)₂Ti размерами от 6 до 30 нм, которые выделяются гомогенно (рис. 3), а также частицы интерметаллида Cu₄Ti размерами 10–20 нм (рис. 4). Очевидно, наноразмерные частицы интерметаллидов успевают образоваться при высокой скорости охлаждения из пересыщенного твердого раствора.

Рис. 3.

Микроструктура материала СШ: а – снимок в режиме светлого поля, б – картина микродифракции ось зоны [110]_Cu, стрелками указаны рефлексы фазы (Fe,Сr)₂Ti, в – снимок в режиме темного поля в совместных рефлексах Cu + (Fe,Сr)₂Ti.

Рис. 4.

Микроструктура материала СШ: а – снимок в режиме светлого поля и картина микродифракции; б – снимок в режиме темного поля в рефлексе 115 Cu₄Ti.

Среднее значение твердости материала СШ в центральной его части составило 300 HV 1, при этом значения микротвердости меняется от 250 до 700 HV 0.05 (рис. 5), что объясняется наличием как твердого раствора на основе меди, характеризующегося невысокой твердостью (220–250 HV 0.05), так и частиц интерметаллидов (550–700 НV 0.05). Ближе к стали твердость материала СШ немного выше – среднее значение 380 HV 1.

Рис. 5.

Распределение значений микротвердости по ширине сварного соединения.

Вблизи титанового сплава твердость материала СШ также немного увеличивается – 320 HV 1. Учитывая, что твердость сплава ВТ20 составила 250 HV 1, а стали 12Х18Н10Т–350 HV 1, можно утверждать, что распределение твердости, определенной при нагрузке 9.8 Н, практически равномерно по ширине СШ, за исключением диффузионной зоны (ДЗ) на границе со сталью – 594 HV 1, в которой обнаружен мартенсит (рис. 6).

Рис. 6.

Структура стали вблизи шва; а – снимок в режиме светлого поля; б – картина микродифракции, оси зон [120]_α и [134]_γ, [130]_γ; в – снимок в режиме темного поля в рефлексе 002_α.

При микрорентгеноспектральном анализе было установлено, что на границе СШ и соединяемых материалов формируются диффузионные зоны шириной от 0.2 до 0.4 мм с каждой стороны (рис. 1а). Характер распределения элементов по ширине этих зон показан на рис. 7. Высокое содержание меди (30–40 мас. %) в ДЗ объяснимо присутствием наноразмерных частиц Cu₄Ti, гомогенно выделившихся из пересыщенного твердого раствора при охлаждении, подобно показанным на рис. 4. Появление мартенсита при быстром охлаждении прилегающего к СШ слоя стали очевидно обусловлено изменением ее химического состава – аустенит пересыщен титаном и медью (рис. 7б).

Рис. 7.

Распределение элементов по ширине ДЗ на границе со сплавом ВТ20 (а) и сталью (б); –◼– – Ti; ‒▲– – Cr; –×– – Fe; –*– – Ni; –⚫– – Cu.

Прочность сварного соединения испытанных образцов существенно отличалась: значения временного сопротивления составили 266, 333 и 474 МПа. Во всех случаях разрушение произошло по ДЗ на границе с титановым сплавом (рис. 8а), при этом на поверхности изломов зафиксированы как участки вязкого разрушения, так и характерные для хрупкого разрушения участки сколов (рис. 8б). По результатам микрорентгеноспектрального анализа установлено, что участки вязкого разрушения соответствуют материалу СШ, поскольку содержат в основном медь и частицы интерметаллидов, вокруг которых наблюдали отслоения (рис. 8в). Хрупкое разрушение с множественными вторичными трещинами соответствует ДЗ на границе СШ с титановым сплавом. Скорее всего, склонность материала ДЗ на границе со сплавом ВТ20 к хрупкому разрушению обусловлена тем, что при легировании этой зоны медью, железом, хромом и никелем (см. рис. 7а) увеличивается стабильность β-фазы, которая при высоких скоростях охлаждения превращается в мартенсит – α'- и α''-фазы, которые, как известно [15–17], существенно охрупчивают титановые сплавы.

Рис. 8.

Внешний вид образца после испытаний на растяжение (а), участок хрупкого и вязкого разрушения (б), поверхность разрушения по СШ с частицей (Fe,Cr)₂Ti (в), последняя указана стрелкой.

Различия значений временного сопротивления связано с тем, что разрушение произошло с разной степенью захвата материала СШ: для образца с минимальной прочностью (σ_в = 266 МПа) на поверхности разрушения преобладают участки хрупкого разрушения по ДЗ с титановым сплавом, а максимальное значение σ_в = 474 МПа соответствует излому с большей долей материала СШ.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Установлено, что материал сварного шва стали 12Х18Н10Т и сплава ВТ20 с промежуточной медной вставкой состоит из твердого раствора на основе меди и частиц интерметаллидов (Fe,Cr)₂Ti размерами от 5 до 50 мкм и Cu₃Ti размерами от 1 до 10 мкм, образовавшихся первыми при кристаллизации расплава в сварочной ванне. Микротвердость частиц интерметаллидов составляет 550–700 HV 0.05. При электронно-микроскопическом анализе фольг на просвет обнаружено, что в твердом растворе на основе меди при охлаждении гомогенно выделились частицы (Fe,Cr)₂Ti и Cu₄Ti размерами 10–30 нм. Микротвердость твердого раствора на основе меди с наноразмерными частицами (Fe,Cr)₂Ti и Cu₄Ti составила 220–250 HV 0.05.

Показано, что на границе СШ и соединяемых материалов после лазерной сварки сформировались ДЗ шириной 0.2–0.4 мм с каждой стороны, в которых содержание меди достигает 30–40 мас. %. Материалы ДЗ представляют собой пересыщенные твердые растворы на основе железа или титана с гомогенно выделившимися при охлаждении наноразмерными частицами Cu₄Ti.

Значения твердости, определенные при нагрузке 9.8 Н, меняются плавно по ширине сварного соединения от 250 HV 1 в сплаве ВТ20 до 350 HV 1 в стали 12Х18Н10Т. В диффузионной зоне на границе со сталью твердость несколько выше и составляет 594 HV 1, что обусловлено образованием мартенсита.

Значения твердости, определенные при нагрузке 9.8 Н, меняются плавно по ширине сварного соединения от 250 HV 1 в сплаве ВТ20 до 350 HV 1 в стали 12Х18Н10Т. В диффузионной зоне на границе со сталью твердость несколько выше и составляет 594 HV 1, что обусловлено образованием мартенсита при быстром охлаждении обогащенного титаном и медью аустенита.

Разрушение образцов после испытаний на растяжение начинается в диффузионной зоне со стороны титанового сплава ВТ20 и развивается по материалу СШ. Различия значений временного сопротивления отрыву (от 266 до 474 МПа) объяснимы тем, что разрушение произошло с разной степенью захвата материала сварного шва: для образца с σ_в = 266 МПа на изломе преобладают участки хрупкого разрушения по титановому сплаву, а на изломе образца с σ_в = 474 МПа преобладает ямочное разрушение по материалу сварного шва.

Авторы выражают благодарность к. т. н. Д.И. Вичужанину за помощь в проведении механических испытаний на растяжение.

Работа выполнена на оборудовании ЦКП “Пластометрия” ИМАШ УрО РАН и ЦКП ИФМ им. М.Н. Михеева УрО РАН в рамках выполнения государственного задания по темам № АААА-А18-118020790145-0 и “Структура” № АААА-А18-118020190116-6.