Физика металлов и металловедение, 2022, T. 123, № 6, стр. 596-603

ВВЕДЕНИЕ

Ротационная сварка трением (РСТ) – это одно из первых технологических решений создания неразъемных соединений посредством нагрева трением, которое на сегодняшний день является высокопроизводительной перспективной технологией, применяемой для создания конструкций в различных отраслях промышленности. РСТ представляет собой процесс соединения в твердом состоянии, который реализуется путем вращения одной детали относительно другой, находясь под действием осевой силы сжатия [1]. Трение между поверхностями разогревает их, и материал приконтактных зон подвергается пластической деформации. Сжимающее усилие вытесняет пластически деформированный материал с поверхности раздела, способствуя схватыванию контактных поверхностей с последующим образованием неразъемного соединения.

Приконтактные области свариваемых материалов испытывают деформационное и термическое воздействие, что может явиться причиной возникновения и развития текстуры в зоне термомеханического влияния сварных соединений [2, 3].

В предыдущих исследованиях [4, 5] установлено, что в процессе РСТ трубных заготовок из среднеуглеродистых легированных сталей происходит разогрев приконтактных областей до температур, превышающих критическую точку А_с3, и дальнейшее ускоренное охлаждение за счет реализации быстрого теплообмена между узкой, нагретой в процессе трения зоной и прилегающими областями металла. Вследствие этого, в зоне термомеханического влияния формируется мартенсито-бейнитная структура. Таким образом, ротационная сварка трением среднеуглеродистых сталей включает следующие механизмы развития текстуры: деформация аустенита, динамическая рекристаллизация аустенита, сдвиговое превращение аустенита.

Анализ литературных источников, посвященных вопросам формирования текстуры в сварных соединениях, полученных способом РСТ, показал ограниченность информации в этой области. Имеется отдельная работа [6], в которой показано как исходная текстура {hkl}〈110〉 (α-fibre) экструдированных стержней из порошковых молибдена и молибденового сплава в области сварного шва вблизи свободной поверхности преобразуется в одноосную текстуру {111}〈uvw〉 (γ-fibre). Это происходит за счет изменения вектора основного нормального напряжения, и соответствующей деформации материала, а также сопровождающего деформацию рекристаллизационного процесса.

Вместе с тем исследования текстуры подробно проведены для сварных соединений различных материалов, полученных сваркой трением с перемешиванием. Показано, что в сварных соединениях алюминия и алюминиевых сплавов происходит формирование преимущественной кристаллографической ориентировки {112}〈100〉 [7–10], в сварном соединении меди преобладают ориентировки {001}〈110〉 [11], в сталях аустенитного класса и латуни Cu–30Zn – ориентировки {111}〈110〉 [12‒14]. Указанные компоненты отвечают компонентам текстуры простого сдвига для ГЦК-металлов.

Для сварных соединений среднеуглеродистых легированных сталей, широко применяемых в машиностроении, подобные исследования отсутствуют. Применение технологии РСТ для изготовления геологоразведочных и нефтяных бурильных труб из данного класса материалов [15], требует повышения эксплуатационных свойств материала в зоне сварного шва. Поэтому возникает потребность в более глубоком понимании процесса РСТ конструкционных сталей, в том числе образования текстуры, так как она способствует анизотропии прочностных и пластических свойств [16].

Настоящая работа посвящена установлению закономерностей формирования структурно-текстурного состояния в зоне термомеханического влияния (ЗТМВ) сварных соединений среднеуглеродистых легированных сталей, полученных ротационной сваркой трением.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследованию подлежали сварные соединения из среднеуглеродистых легированных сталей (табл. 1), предназначенных для производства геологоразведочных бурильных труб с приварными замковыми деталями. Трубная заготовка из стали 30ХГСА используется в качестве тела бурильной трубы, в то время как замковое соединение выполнено из стали 40ХМФА. Трубные заготовки из указанных материалов предварительно были подвергнуты закалке и высокому отпуску.

Ротационную сварку трением осуществляли в производственных условиях на машине для сварки трением Thompson-60. Для сварки использовали трубные заготовки диаметром 70 мм и толщиной стенки 5 мм. Режимы сварки были следующими: сила разогрева 94 кН, сила проковки 212 кН, частота вращения при разогреве 900 об./мин, длина оплавления 9.5 мм.

Для измерения текстуры использовали метод определения отдельных ориентировок зерен с помощью электронной микроскопии и анализа EBSD (Electron Back-Scattering Diffraction). Анализ проводился на растровом электронном микроскопе ThermoScience Scios 2 LoVac с приставкой Oxford Instrument Symmetry EBSD Detector с использованием программного комплекса AZtec. Параметры микроскопа в момент съемки были следующие, ускоряющее напряжение – 20 кВ, ток зонда – 410 нА. Шаг сканирования – 0.1 мкм. Погрешность определения ориентации кристаллической решетки – не более ±1° (в среднем ±0.6°). Области ориентационных карт, включающие сварной шов, при этом относящиеся к различным сталям, анализировали по отдельности с использованием возможностей программного комплекса AZtec.

Межкристаллитные границы строились на ориентационных картах при разориентациях 8° (толщина – 1 пиксель). Анализ границ решетки совпадающих узлов (РСУ) между отдельными зернами осуществляли построением их на ориентационных картах с учетом заложенного в программное обеспечение стандартного критерия Брендона ±∆Θ. Для каждой границы он составляет конкретную величину: ∆Θ = 15°/(Σn)^1/2, где Σn – количество совпадающих узлов в элементарной ячейке, образующейся при наложении трехмерных кристаллических решеток. С использованием программного комплекса AZtec для каждой анализируемой области были определены средние размеры кристаллитов как диаметры окружностей, ограничивающих участки площадью, эквивалентной средней площади микрокристаллитов.

При проведении текстурного анализа в качестве лабораторной принята система координат (X, Y, Z). Ось Х параллельна горизонтальной оси образца, совпадающей с направлением деформации при сварке (соответственно, оси симметрии трубных изделий), ось Y параллельна вертикальной оси образца, ось Z направлена нормально плоскости рисунка, то есть плоскости, с которой производилась съемка (рис. 1). Относительно данной системы координат определяли компоненты текстуры в индексах Миллера. На всех приведенных в работе рисунках: ось Y направлена вертикально; ось Х – горизонтально; Z – перпендикулярно к плоскости рисунка. Исследование текстуры проводили с использованием построения прямых полюсных фигур (ППФ) и сечений функций распределения ориентировок (ФРО) в пространстве углов Эйлера.

Рис. 1.

Схема отбора образцов для структурных исследований с указанием используемой при анализе текстуры системой координат (стрелками обозначено направление движения заготовки при сварке); 1, 5 – исходный металл, 2, 4 – зоны термомеханического влияния, 3 – область сварного шва.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Анализ микроструктуры исходного металла, области (1, 5), зоны термомеханического влияния, области (2, 4), и сварного шва, область (3), выявил наличие пакетов мартенсита, состоящих из вытянутых дисперсных кристаллитов (рис. 2). Наблюдали заметные различия в средних размерах кристаллитов, как в исходной микроструктуре сталей (1.7 ± 0.2 мкм для 40ХМФА и 1.4 ± 0.2 мкм для 30ХГСА), так и в области сварного шва (1.9 ± ± 0.2 мкм для 40ХМФА и 1.3 ± 0.2 мкм для 30ХГСА).

Рис. 2.

Микроструктура сварного изделия из сталей 40ХМФА и 30ХГСА в виде карт ориентационного контраста (EBSD) с нанесением межкристаллитных границ (a–д) и ориентационных карт с выделением ориентировки {110}〈001❭ (е–к): а, е – 40ХМФА, область 1, исходное состояние; б, ж – 40ХМФА, область 2, ЗТМВ; в, з – область 3, сварной шов; г, и – 30ХГСА, область 4, ЗТМВ; д, к – 30ХГСА, область 5, исходное состояние; на (е–к) точная ориентировка {110}〈001❭ выделена черным цветом, остальные ориентировки показаны в градациях серого цвета по степени отклонения от точной, максимальное отклонение (60°) соответствует белому цвету.

Спектры межзеренных (межкристаллитных) границ также соответствовали мартенситной структуре (рис. 3) [17, 18]: все высокоугловые границы сосредоточены в углах разориентации от 49° до 60° (рис. 3а, 3в, 3д, 3ж); в спектрах специальных границ преимущественно фиксировали границы решетки совпадающих узлов – Σ3, Σ11, Σ25b, Σ33с и Σ41с (рис. 3б, 3г, 3е, 3з). В работе [19] показано, что появление данного спектра является результатом сдвигового фазового превращения в соответствии с ориентационными соотношениями (ОС) промежуточными между ОС Курдюмова–Закса (К–З) и ОС Нишиямы–Вассермана (Н–В), которые реализуются в сталях [20, 21].

Рис. 3.

Спектры межкристаллитных границ (а, в, д, ж) и специальных границ (б, г, е, з), полученные методом EBSD: а, б – 40ХМФА, область 2, ЗТМВ; в, г – 40ХМФА, область 3, сварной шов; д, е – 30ХГСА, область 3, сварной шов; ж, з – 30ХГСА, область 4, ЗТМВ.

Очевидно, что проведенные исследования микроструктуры подтверждают вывод, ранее сделанный в [4, 5], о реализации процесса фазовой перекристаллизации в области сварного шва. Заметно больший размер кристаллитов в области шва для стали 40ХМФА, по-видимому, связан с более продолжительным пребыванием материала в аустенитной области в процессе охлаждения. Это обусловлено как более низкой температурой A_C3 у стали 40ХМФА по сравнению с 30ХГСА, так и дополнительным разогревом более высокоуглеродистого материала в момент прохождения в соседней с ним области процесса фазового превращения, идущего с выделением тепла.

Кристаллографические текстуры обеих сталей в исходном состоянии (рис. 4а, 4е) являются сложными, многокомпонентными, очень сильно рассеянными, очевидно, определенными технологической предысторией изготовления обоих свариваемых изделий. В области сварного шва (рис. 4в, 4г) в обеих сталях наблюдается рассеянная текстура с хорошо выраженной компонентой близкой к (110)[001] (ребровая текстура, текстура Госса). В ЗТМВ (рис. 4б, 4д) фиксируются состояния, являющиеся “усредненными” между исходными текстурами сталей и текстурой шва.

Рис. 4.

Текстура различных областей сварного изделия в виде ППФ {100}, {110}, {111} в сталях 40ХМФА (а, б, в) и 30ХГСА (г, д, е): а, е – области 1, 5 (исходное состояние); б, д – области 2, 4 (ЗТМВ); в, г – область 3 (сварной шов).

Таким образом, в области сварного шва в результате двух последовательно реализованных процессов – горячей деформации аустенита и сдвигового фазового превращения при охлаждении, происходит формирование однокомпонентной текстуры мартенсита. Этот факт является достаточно интересным и требует дополнительного анализа, поскольку кристаллография образования мартенсита предполагает возникновение практически бестекстурного состояния. Это связано с тем, что в результате прохождения сдвигового γ → αM-превращения с выполнением определенных ОС промежуточных между ОС К-З и ОС Н-В любая ориентировка аустенита превращается в 24 (К–З) или 12 (Н–В) ориентировок мартенсита [22–24], оси которых равномерно распределены по пространственной сфере.

Детальный анализ текстуры сварного шва, проведенный с использованием построения ФРО (рис. 5), показал, что ориентировка, видимая на ППФ как единственная, в действительности является комбинацией двух симметричных ориентировок из совокупности близкой к {210}〈012〉, отклоненных от идеальной ребровой на углы 18°–26°. “Носителями” данных ориентировок являются отдельные пластины в мартенситных пакетах (рис. 2в), общее количество которых даже с учетом рассеяния ±20° составляет не более 30%. Большинство данных пластинок отделено от соседствующих с ними специальной границей ∑3 (двойниковой).

Рис. 5.

Исходная текстура свариваемых изделий (а, б – 40ХМФА, ж, з – 30ХГСА) и текстура областей возле сварного шва (в, г – 40ХМФА; д, е – 30ХГСА) виде сечений ФРО: а, в, д, ж, и – ϕ2 = 0°; б, г, е, з, к – ϕ2 = 45°. На “и” и “к” приведены стандартные сетки для расшифровки ФРО с нанесением элементарных ячеек кристаллической решетки, вид в направлении Z.

Большую часть “текстурного фона” на ФРО составляют сильно рассеянные ориентировки, повернутые относительно двух вышеобозначенных вокруг их осей 〈110〉 на угол близкий к 70°, т.е. находящиеся в специальной разориентации ∑3.

Согласно результатам расчетов, подобных, проведенным в работах [25, 26], описанное выше текстурное состояние становится возможным, если зарождение кристаллитов новой фазы (в данном случае мартенсита) происходит на специальных границах матричной фазы (аустенита), в первую очередь ∑3. Формирование кристаллитов новой фазы на кристаллографически упорядоченных межзеренных границах матричного материала достаточно однозначно определяет их ориентировки.

При сравнительно небольших степенях деформации любого металлического материала в нем формируется кристаллографическая текстура, состоящая из стабильных ориентировок, практически неизменяющихся при дальнейшем увеличении степени нагружения [27]. При деформации металла с гранецентрированной кристаллической решеткой в результате его одноосного нагружения формируется сложная аксиальная текстура с преимущественной осью 〈111〉 параллельной направлению максимальной деформации [28]. По-видимому, напряженно-деформационное состояние, реализующееся в месте контакта свариваемых сталей, в данном случае предполагает формирование текстуры аустенита преимущественно в виде двух ориентировок из совокупности {112}〈111〉 (например, (1, 1, –2) [1, 1, 1 ] и (–1, –1, 2) [1, 1, 1 ]), являющихся стабильными компонентами сдвиговой текстуры [27]. Данные ориентировки находятся по отношению друг к другу в точной специальной разориентации ∑3. Соответственно, границы между зернами с данными ориентировками, которые возникают с большой вероятностью, также оказываются специальными – ∑3. Расчеты показывают, что при формировании кристаллитов мартенсита в соответствие с ОС К-З на данных границах возникают ориентировки из совокупности близкой к {22,11,1}〈7,16,1 〉, отклоненные от точной ориентировки (110)[001] по плоскости на ~19° и по направлению на 26°, т.е. хорошо описывающие экспериментально зафиксированное текстурное состояние в области сварного шва.

ВЫВОДЫ

1. Установлено, что в зоне шва, полученного ротационной сваркой трением среднеуглеродистых легированных сталей, формируется мартенситная структура, характеризующаяся наличием выраженной кристаллографической текстуры близкой к (110)[001], ось которой является нормальной к поверхности шва.

2. На основе предположения о возникновении зародышей новой фазы на специальных границах Ʃ3 при сдвиговом превращении деформированного аустенита, реализующегося в соответствие с многовариантными ориентационными соотношениями, показана возможность возникновения практически однокомпонентной текстуры.

Работа выполнена в рамках государственного задания по теме “Структура” Гр № АААА-А18-118020190116-6.