Физика металлов и металловедение, 2022, T. 123, № 9, стр. 955-961

ВВЕДЕНИЕ

Электронно-лучевая сварка (ЭЛС), проводимая в условиях вакуума, имеет ряд преимуществ по сравнению с традиционными видами сварки: дуговой, аргонодуговой и др. [1–3]. Использование ЭЛС для сплава Ti–6Al–4V, полученного электронно-лучевой проволочной аддитивной технологией, является перспективным, т. к. сварка проводится в вакууме, что предохраняет сварной шов от проникновения атмосферных газов. ЭЛС напечатанного сплава Ti–6Al–4V приводит к увеличению микротвердости металла шва по сравнению с микротвердостью основного материала [4]. Увеличение микротвердости металла шва обусловлено как увеличением макронапряжений растяжения, так и изменениями в микроструктуре. В [4] показано, что при ЭЛС соединении в металле шва по сравнению с основным материалом происходит уменьшение поперечных размеров пластинчатых зерен α-фазы и образование нанокристаллической фазы α"-Ti внутри зерен α-фазы.

Одним из способов повышения качества сварных соединений является их ультразвуковая ударная обработка (УЗО) [5], а для увеличения глубины модифицированного слоя – ультразвуковая ударная обработка, совмещенная с воздействием импульсного электрического тока (УЗОТ) [6]. Кроме того, УЗОТ может приводить к уменьшению упругих остаточных макронапряжений растяжения, которые, как правило, возрастают в зоне сплавления сварных соединений напечатанного сплава Ti–6Al–4V. УЗОТ сочетает в себе воздействие на металл ультразвука и электрофизическое воздействие электрического тока [7, 8], когда в момент образования искры между образцом и ударником происходит оплавление поверхности как образца так и ударника. Как правило, как при УЗО, так и при УЗОТ используют либо ударники из стали либо из твердого сплава Co + WC. При оплавлении поверхности образца и стального ударника происходит легирование поверхностных слоев образца железом [9], которое для титана является β-стабилизатором и аморфизатором в системе Ti–Fe [10–14]. Теоретически показано [10], что аморфизация в твердом растворе железа на основе титана возможна при концентрации железа в интервале X_Fe = 0.23–0.81. Аморфная фаза в системе Fe–Ti наблюдалась экспериментально в [11, 12], а в титановом сплаве Ti–6Al–4V – в [13, 14] после УЗО поверхности стальным бойком. Оплавление при УЗОТ сопровождается высокой скоростью охлаждения, что также может создавать условия для аморфизации.

Глубина оплавления поверхности при УЗОТ зависит от микротвердости поверхностного слоя. В [15] показано, что увеличение микротвердости в сплаве Ti–6Al–4V сопровождается уменьшением электропроводности, а, следовательно, теплопроводности и глубины оплавления.

В [9] показано, что УЗОТ напечатанного сплава Ti–6Al–4V приводит к образованию градиентной многофазной структуры в поверхностных слоях и к увеличению микротвердости. Целью настоящей работы является исследование воздействия УЗОТ с использованием стального ударника на микроструктуру и микротвердость сварных соединений в образцах напечатанного сплава Ti–6Al–4V.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Заготовки из сплава Ti–6Al–4V были получены на установке 6Е400 (ООО “НПК ТЭТА”) с использованием электронно-лучевой проволочной аддитивной технологии печати [16]. Размеры заготовок составляли 22 × 30 × 80 мм, из которых затем вырезали образцы для сварных соединений. Химический состав исходной проволоки в вес. %: 5.95Al, 4.37V, 0.02Si, 0.05С, 0.03N, 0.02Fe, 0.18O, 0.015H, 89.36Ti. Технологии электронно-лучевой сварки и УЗОТ описаны в разделе Материалы исследования в [9]. Ударник, используемый при УЗОТ, был изготовлен из стали следующего состава в вес. %: 0.95–1.05С, 0.17–0.37Si, 0.20–0.40Mn, 1.30–1.65Cr, остальное Fe. Направление движения ударника было перпендикулярно поверхности образца. Обрабатывали обе поверхности образца со сварным швом. Толщина образца составляла 1.8 мм.

Микроструктуру сплава исследовали с использованием оптического микроскопа AXIOVERT-200MAT (рис. 1) и электронного микроскопа JEM 2100 как в режиме просвечивающей растровой (ПРЭМ), так и в режиме просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). Электронный микроскоп JEM 2100 оснащен приставкой Oxford Instruments INCAx-act для энергодисперсионного анализа элементного состава образцов.

Рис. 1.

Оптическое изображение микроструктуры поперечного сечения напечатанного образца сплава Ti–6Al–4V со сварным швом: ЗС – зона сплавления, ЗТВ– зона термического влияния, ОМ– зона основного металла вдали от шва [4].

Фазовый состав образцов определяли с использованием дифрактометра ДРОН-7. Рентгеноструктурный анализ (РСА) проводили методом симметричной съемки в Cо K_α-излучении [17].

Микротвердость по Виккерсу измеряли с использованием твердомера ПМТ-3 при нагрузке 0.4905Н. Измерения микротвердости проводили в поперечном сечении образцов со сварным соединением от одной поверхности обработки до противоположной.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Элементный анализ. Элементный состав поверхностных слоев шва после УЗОТ на разной глубине от поверхности представлен в табл. 1. Если концентрации ванадия и алюминия близки к значениям в необработанном сплаве Ti–6Al–4V, то концентрации железа и кислорода значительно превышают исходные значения. На расстоянии от поверхности в пределах 1 мкм их концентрация имеет максимальные значения. Так, концентрация железа составляет 26 ат. %, кислорода – 8 ат. %. Как видно из табл. 1, концентрации этих элементов уменьшаются с удалением от поверхности обработки. На расстоянии от поверхности, равном 2 мкм, концентрация железа уменьшается на порядок, кислорода – в 8 раз. На расстоянии 5 мкм и более концентрации железа и кислорода составляют около 1 ат. %, как и в необработанном образце. Сравнение изменения концентраций железа и кислорода с удалением от поверхности как в зоне шва так и вдали от него [9] показывает, что в металле вдали от шва концентрация железа достигает 15–20 ат. % на глубине до 5 мкм, в металле зоны шва – на глубине не более 1–2 мкм. Таким образом, в зоне шва глубина поверхностного слоя с повышенными значениями концентраций железа и кислорода более чем вдвое меньше, чем вдали от шва.

Рентгеноструктурное исследование сварного шва. На дифрактограмме сварного шва до УЗОТ (рис. 2а) присутствуют пики фаз α-Ti и пик 011 β-Ti, а также пик, соответствующий межплоскостному расстоянию, равному 0.312 нм, который может принадлежать оксиду титана Ti₅O₉. УЗОТ приводит к увеличению интенсивности оксидного пика и к появлению широкого асимметричного пика, занимающего угловой интервал, в котором до обработки находились пики 002α, 011β и 101α (рис. 2б). Межплоскостное расстояние, соответствующее данному пику, равно 0.224 нм. Поскольку на данном пике хорошо видны подпики (рис. 3), то он может быть представлен как суперпозиция пиков следующих фаз: 002α, 011β, 011Ti₄Fe, 101α, (012, 112 и 212 Fe₂Ti₃O₉). В табл. 2 представлены углы дифракции 2θ и межплоскостные расстояния d для этих пиков. Второй подъем фона наблюдается при угле дифракции 2θ = 91.9° и соответствует межплоскостному расстоянию 0.124 нм. Появление двух широких пиков, соответствующих d = 0.224 нм и d = 0.124 нм, позволяет предположить наличие аморфной фазы в поверхностных слоях образца после УЗОТ.

Рис. 2.

Участки дифрактограмм образца напечатанного сплава Ti–6Al–4V в зоне шва до (а) и после УЗОТ (б) в интервале углов дифракции 2θ 25°–70°.

Рис. 3.

Участок дифрактограммы напечатанного образца сплава Ti–6Al–4V в зоне шва после УЗОТ.

Другие авторы также наблюдали в сплаве на основе титана, а именно, в системе Ti–Ta появление на дифрактограмме двух широких пиков, соответствующих межплоскостным расстояниям d₁ = = 0.224 нм и d₂ = 0.134 нм [18], свидетельствующих о присутствии аморфной фазы. Наличие аморфной фазы в данной системе было подтверждено также и методом ПЭМ, а именно, наблюдением двух диффузных гало на микродифракционных картинах [18]. Как отмечалось выше, в системе Ti–Fe возможна аморфизация. Помимо пика 011β на рис. 3 можно выделить пик 011Ti₄Fe, соответствующий межплоскостному расстоянию, равному 0.225 нм. Фаза Ti₄Fe представляет собой твердый раствор железа на основе β-Ti [19]. Присутствие на дифрактограмме пиков 011β и 011Ti₄Fe свидетельствует о градиенте концентрации железа в поверхностных слоях. Появление на дифрактограмме пиков титаново-железных оксидов также обусловлено высокой концентрацией железа в поверхностных слоях.

Исследование микроструктуры зоны шва методом ПЭМ. Рассмотрим микроструктуру на разных расстояниях от обработанной поверхности. На рис. 4 представлена микроструктура на расстоянии менее 1 мкм от поверхности. На микродифракционной картине (рис. 4б) присутствуют два диффузных гало от аморфной фазы и отдельные рефлексы, принадлежащие нанокристаллическому оксиду TiO₂. Аморфную структуру может иметь как твердый раствор железа на основе титана [10–12], так как в слое глубиной 1 мкм концентрация железа достигает 26 ат. %, так и оксид титана [20]. Однако мы предполагаем, что наиболее вероятным является образование аморфной фазы в титане, легированном железом. Оксиды титана имеют нанокристаллическую структуру. Их размеры находятся в интервале 40–80 нм. Частицы как глобулярной так и анизотропной формы наблюдаются на темнопольном изображении в рефлексе оксида TiO₂ (brookite) (рис. 4в).

Рис. 4.

Электронно-микроскопические изображения микроструктуры на расстоянии менее 1 мкм от поверхности, подвергнутой УЗОТ. Светлое поле (а), микродифракционная картина (б), темное поле, полученное в рефлексе 201 оси зоны [$10\bar {2}$] TiO₂ (brookite) (в).

На расстоянии 2 мкм от поверхности α фаза и оксид Fe₂Ti₃O₉ также имеют нанокристаллическую структуру (рис. 5). Размер зерен α фазы не превышает 30 нм, оксида Fe₂Ti₃O₉ – 5 нм. На микродифракционной картине присутствуют участки дифракционных колец 111, 222 и 333 оксида Fe₂Ti₃O₉, а также участки совмещенных дифракционных колец 002 оксида Fe₂Ti₃O₉ и 101α фазы.

Рис. 5.

Электронно-микроскопические изображения микроструктуры на расстоянии 2 мкм от поверхности, подвергнутой УЗОТ. Светлое поле (а), микродифракционная картина (б), темное поле, полученное в рефлексе 111 оси зоны [$\bar {2}11$] Fe₂Ti₃O₉ (в).

На расстоянии 5 мкм от поверхности расположен слой толщиной 2 мкм, в котором основной является β-фаза с средним размером зерен 50 нм (рис. 6). Внутри зерен β-фазы наблюдается полосчатый контраст. Предположительно, полосчатый контраст создается прослойками α"-фазы в β-фазе, так как темное поле получено в рефлексах 110 β и 002 α" с близкими значениями d (рис. 6в). Концентрация V и Fe в данном слое меньше, чем в вышележащем слое на глубине 2 мкм, однако при этом основной является β-фаза. Отсутствие рефлексов титаново-железных оксидов свидетельствует о том, что железо находится только в твердом растворе на основе титана. Образование нанокристаллических β и α"-фаз в данном слое обусловлено воздействием УЗО. В [21] показано, что под воздействием УЗО в сплаве Ti–6Al–4V возможно образование α"-фазы в результате фазового превращения β → α".

Рис. 6.

Электронно-микроскопические изображения микроструктуры на расстоянии 5 мкм от поверхности, подвергнутой УЗОТ. Светлое поле (а), микродифракционная картина (б), темное поле в рефлексе 110 β (в).

На расстоянии 7 мкм от поверхности фазовый состав представлен α и β-фазами. Форма их зерен близка к изотропной. Размер зерен α и β-фаз больше, чем в вышележащем слое, и составляет 100 нм (рис. 7).

Рис. 7.

Электронно-микроскопические изображения микроструктуры на расстоянии 7 мкм от поверхности, подвергнутой УЗОТ. Светлое поле (а), микродифракционная картина (б).

На расстоянии 50 мкм от поверхности микроструктура металла шва представляет собой микроструктуру шва до УЗОТ (рис. 8): пластины α фазы с поперечным размером до 600 нм и с прослойками либо α" либо β + α"-фаз по границам [4].

Рис. 8.

Электронно-микроскопические изображения микроструктуры на расстоянии 50 мкм от поверхности, подвергнутой УЗОТ. Светлое поле (а), микродифракционная картина (б), темное поле, полученное в близкорасположенных рефлексах $1\bar {1}0$ оси зоны [113] β-фазы и $0\bar {2}\bar {1}$ оси зоны [$0\bar {1}0$] α"-фазы (в).

Для сравнительного анализа в табл.3 представлены результаты исследования микроструктуры в поверхностных слоях после УЗОТ в основном металле вдали от шва и в металле шва в зависимости от глубины слоя. Как вдали от шва, так и в зоне шва легирование железом приводит к образованию слоя, имеющего структуру β фазы. Однако размер зерен β-фазы вдали от шва и в шве значительно различаются: вдали от шва – 6 мкм [9], тогда как в зоне шва размер зерен β фазы не превышает 50 нм. Этот факт позволяет предположить, что при УЗОТ прогрев металла вдали от шва происходил до более высокой температуры, чем в зоне шва, в результате чего вдали от шва имела место рекристаллизация. В металле шва фактором, определяющим микроструктуру, являлось воздействие УЗО, что привело к образованию нанокристаллической структуры в β фазе.

Разная глубина прогрева при УЗОТ зон шва и основного металла обусловлена разной теплопроводностью этих зон. Поскольку до проведения УЗОТ микротвердость металла в зоне шва больше, чем вдали от шва [4], то теплопроводность соответственно меньше. Это приводит к тому, что при УЗОТ в зоне шва прогрев металла происходит на меньшую глубину, чем вдали от шва. Соответственно, в зоне шва на меньшую глубину происходит как оплавление поверхности, так и проникновение железа в металл.

Исследование микротвердости. Микротвердость поверхности после УЗОТ в шве составляет 7 ГПа, в основном металле вдали от шва – 5.5 ГПа (рис. 9). Увеличение микротвердости зоны шва по сравнению с микротвердостью зоны основного металла вдали от шва после УЗОТ составляет 1.5 ГПа. Увеличение микротвердости обусловлено увеличением зернограничного вклада из-за образования нанокристаллической структуры и появлением дополнительного вклада, а именно, дисперсионного упрочнения за счет нанокристаллических оксидных фаз и α"-фазы. По мере увеличения глубины слоя фазовый состав изменяется в следующей последовательности: оксиды TiO₂ и Fe₂Ti₃O₉ + аморфная фаза → оксиды титана + α → β + α" → α + β + α". Значительные различия в микроструктуре в зонах шва и основного металла вдали от шва проявляются, начиная с глубины 2 мкм (табл. 3). Особенностью металла в зоне шва является образование нанокристаллической многофазной структуры. На глубине 50 мкм от обработанной поверхности соотношение микротвердости в зоне шва и в основном металле вдали от шва становится таким же, как и в необработанном образце [4].

Рис. 9.

Распределения микротвердости (H_μ) в поперечном сечении образца в зависимости от расстояния от одной обработанной поверхности до противоположной в сварном шве (ЗС) – ⚫, зоне термического влияния (ЗТВ) – ♦ и в основном материале ( ОМ) – ∇.

ВЫВОДЫ

1. При УЗОТ сварного шва происходит легирование железом поверхностных слоев на глубине до 1 мкм.

2. УЗОТ сварного шва в образцах сплава Ti–6Al–4V приводит к образованию в поверхностных слоях нанокристаллической структуры титаново-железных оксидов и α фазы, аморфной структуры в системе Ti–Fe, нанокристаллических (β + α") и (α + β + α") структур.

3. УЗОТ поверхности сварного шва приводит к увеличению микротвердости материала шва. Упрочнение обусловлено увеличением зернограничного вклада за счет образования нанокристаллической структуры в α и β фазах и появлением дополнительного дисперсионного вклада за счет образования нанокристаллических оксидных и α″ фаз.

Работа выполнена в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, тема номер FWRW-2021-0010.