CC BY
92
Кархин Виктор Акимович, д-р техн. наук, проф., [email protected], Россия, Санкт-Петербург, Санкт-Петербургский политехнический университет Петра Ве-ликого,
Михайлов Веселин Георгиев, д-р техн. наук, проф., michailov@,tu-cottbus.de, Германия, Котбус, Бранденбургский технический университет
MODELLING WELDING PROCESSES WITH CURVILINEAR SEAMS S.Y. Ivanov, V.A. Karhin, V.G. Michaylov
In the paper the heat conduction problem is solved by the method of sources in arc welding. The arc power distributuion is taken as Gaussian. A comparison between experimental and calculated thermal histories is given.
Key words: arc welding, structural panel, curvilinear seam.
Ivanov Sergey Yurievich, engineer, [email protected], Russia, Saint-Petersburg, St. Petersburg Polytechnic University of Peter the Great,
Karhin Victor Akimovich, doctor of technical science, professor, vic-tor.karkhin@,mail.ru, Russia, Saint-Petersburg, St. Petersburg Polytechnic University of Peter the Great,
Mikhailov Veselin Georgiev, doctor of technical science, professor, michailov@,tu-cottbus.de, Germany, Cottbus, Brandenburg Technical University.
УДК 621.791
МОДЕЛИРОВАНИЕ ОБРАЗОВАНИЯ ЛИКВАЦИОННЫХ ТРЕЩИН ПРИ ЛАЗЕРНОЙ СВАРКЕ АЬ-МС-81 СПЛАВОВ
С.Ю. Иванов, В. А. Кархин, В.Г. Михайлов, Ю. Мартикайнен, Э. Хилтунен
Исследованы микроструктура и распределение химических элементов в сварных соединениях из Al-Mg-Si сплава 6005^6, полученных лазерной сваркой. Выявлена сегрегация химических элементов по границам зерен в зоне термического влияния. Разработана методика, позволяющая оценивать склонность сварных соединений из алюминиевых сплавов к образованию ликвационных трещин с учетом локальных свойств металла, условий сварки и жесткости конструкции.
Ключевые слова: ликвационные трещины, лазерная сварка, Al-Mg-Si сплав, микроструктура, моделирование.
Комплекс физико-механических свойств алюминиевых сплавов позволяет их использовать в ответственных сварных конструкциях авиа-, су-до- и ракетостроении. Широкому внедрению сплавов препятствует их склонность к горячим трещинам как ликвационного, так и кристаллизационного происхождения. Ликвационные трещины возникают в зоне терми-
66
ческого влияния (ЗТВ) соединения, в то время как кристаллизационные трещины - в металле шва. Малые размеры ликвационных трещин и их локализация не позволяют использовать методы неразрушающего контроля для их регистрации. Наличие же микроразрывов металла в ЗТВ оказывает существенное влияние на прочность соединения и особенно на сопротивление усталостному разрушению [1]. Склонность алюминиевого сплава к ликвационным трещинам зависит от системы легирования и конкретного химического состава. Известно, что Al-Mg-Si сплавы склонны к образованию ликвационных трещин в зоне частичного плавления (ЗЧП) при нагреве выше эвтектической температуры TE [1-6].
В литературе описаны два типа критериев образования горячих трещин: немеханический и механический. Первый вид основывается на температурном интервале хрупкости, фазовой диаграмме и параметрах процесса [2, 3, 7], второй - на критических значениях напряжений, деформаций и скоростях деформации [6, 8-10]. Однако ни один из существующих критериев не дает прямого ответа на вопрос: образуется или нет лик-вационная трещина и каково ее положение, форма и длина? Причина тому - недостаточное понимание механизмов образования ликвационной трещины.
Цель работы - исследование причин возникновения ликвационных трещин в Al-Mg-Si сплавах при лазерной сварке и моделирование склонности сварных соединений алюминиевых сплавов к образованию ликва-ционных трещин с учетом локальных свойств металла, условий сварки и жесткости конструкции.
Методика проведения исследований. Основной металл - термически упрочненный и стабилизированный алюминиевый сплав 6005-Т6 (0,58% Mg, 0,70 % Si, 0,11 % Cu, 0.19% Mn, 0,04 % Zn). Теплофизические свойства сплава для решения термомеханической задачи были рассчитаны в пакете PandatTM, базирующемся на методе CALPHAD [11].
Сварка выполнялась с использованием волоконного лазера на следующем режиме: мощность лазера 8.3 кВт; скорость сварки 20 мм с-1; начальная температура 293 К. Сварка пластин размером 150x100x6 мм производилась внахлест без использования присадочной проволоки.
Температурные зависимости предела текучести, модуля упругости и дилатограмма при сварочном цикле нагрева и охлаждения и температурные зависимости пластичности основного металла получены с помощью установки Gleeble® 3800 System [4, 6]. В температурном интервале хрупкости, границы которого соответствуют 5 %-ной деформации и доли твердой фазы fS = 0,50 - 0,80 [10], пластичность сплава 6005-Т6 резко падает с минимумом при доли твердой фазы fS = 0,65 (рис. 1).
Задача теплопроводности была решена методом конечных элементов. Параметры теплового источника, описывающие трехмерное распределение мощности лазерного луча в сварном соединении, находили методом обратного моделирования [12, 13]. Расчетные форма и размеры сварочной ванны и шва удовлетворительно соответствуют эксперименту (рис. 2). Из рисунка видно, что верхняя пластина претерпевает больший нагрев и, следовательно, имеет более широкую ЗЧП (884 - 927 К), чувствительную к образованию ликвационных трещин.
Рис. 1. Кривая пластичности и расчетные накошенные эквивалентные пластические деформации в точке А зоны
частичного плавления
Координата у, мм
Рис. 2. Поперечное сечение шва и поле максимальных температур
Исследование сварных соединений. На микрошлифах сварных соединений хорошо видны ликвационные трещины в ЗТВ вблизи линии сплавления (рис. 3). Видно, что разрушения происходят строго по границам зерен, обогащенных и 81. Трещины ориентированы преимущественно параллельно границе шва и нормально температурному градиенту при сварке. Берега трещин расходятся в среднем на 1,5 мкм, но в отдельных участках могут достигать 5 мкм. Размер трещин не позволяет использовать ультразвуковой и рентгенографический контроль для их выявления.
68
Рис. 5. Микроструктура зоны частичного плавления сварного соединения из сплава 6005-Т6
Микрохимический анализ показал, что сегрегация химических элементов происходит по границам, нормальным температурному градиенту при сварке, в то время как границы, расположенные по направлению распространения теплоты, не претерпевают изменения (рис. 4, а). Максимальное замеренное повышение концентрации кремния составило 50 % и -40 %, что согласно тройной диаграмме состоянии Al-Mg-Si приводит к локальному понижению температуры ликвидус на 8.3 К по сравнению с матрицей. Отметим, что распределение концентрации не симметрично относительно границы зерна, максимум концентрации смещен к границе шва (рис. 4, б). Это объясняется сегрегацией ликвирующих элементов Mg и 81. При охлаждении фронт затвердевания жидкой прослойки на границе зерен движется в сторону шва (от точки В к точке А, рис. 4, а). За счет повышенной растворимости М§ и 81 в жидкости проходит восходящая диффузия элементов в оставшуюся жидкость, что приводит к обогащению этими элементами границ зерен со стороны шва и обеднению ими со стороны основного металла (рис. 4, б) [14]. Зона конца затвердевания границы зерна, где концентрация ликвирующих элементов максимальна, является зоной повышенной вероятности образования ликвационной трещины.
15 30 45 60 75 90 105 120 135 150
Координата у. цт
10 15
Расстояние, цт
а б
Рис. 4. Поле распределения магния вблизи точки А (а) и распределения
кремния и магния по линии АВ (б)
Механизм и критерий образования ликвационных трещин. Проведенные исследования показали, что механизм образования ликвационных трещин включает сегрегацию химических элементов по границам зерен в ЗТВ вблизи границы шва, понижение температуры ликвидус в этой области с последующим возникновением жидких прослоек, которые в зависимости от уровня локальных напряжений и деформаций, возникающих при сварке, могут разрушиться с образованием трещины.
Образование ликвационных трещин является механическим явлением, поэтому его следует описывать с позиции механики разрушения. В настоящей работе используется макроскопическая модель, согласно которой рассматриваемый двухфазный объем является твердожидким, но с пространственно усредненными механическими свойствами. При этом критические значения напряжений и деформаций определяются экспериментально. Условием образования ликвационной трещины является равенство параметра X, характеризующего локальное механическое состояние слабой зоны, критическому значению параметра Хсг, характеризующему локальные механические свойства материала этой зоны.
Считается, что горячая трещина является результатом разрушения жидкой пленки, поэтому разрушение следует описывать в терминах гидростатического напряжения. Однако определение критического напряжения (кавитации) пока сталкивается с непреодолимыми трудностями. Поэтому в качестве параметра разрушения может быть принята накопленная пластическая деформация ер из следующих соображений. Наши расчеты свидетельствуют, что при затвердевании металл ЗЧП подвергается почти простому нагружению. Поэтому зависимость между накопленными деформациями и растягивающими гидростатическими напряжениями однозначная, т.е. состояние жидкости может быть описано в терминах деформаций, а критический уровень последних может быть найден экспериментально.
Прогнозирование возникновения ликвационных трещин. Для анализа кинетики напряженно-деформированного состояния соединения в процессе сварки выделим характерную точку А в ЗЧП в срединном поперечном сечении верхней пластины (см. рис. 2). Соответствующую термомеханическую задачу решали с учетом разупрочнения металла при нагреве
[4, 6].
При прогнозировании ликвационных трещин прежде всего следует ответить на следующий вопрос: какую компоненту пластических деформаций следует учитывать в анализе? Наблюдения свидетельствуют, что ликвационные трещины ориентированы вдоль вытянутых зерен. Это значит, что значение ер сг зависит от ориентации границ зерен.
Примем за критерий ориентировано-независимую эквивалентную пластическую деформацию (интенсивность пластических деформаций), накопленную при температуре ниже температуры образования непрерывной твердой фазы Тс:
т
е РеЧа (т) = 1 * Р (т).
Тс
В общем случае, повреждаемость материала обуславливается накопленными эквивалентными пластическими деформациями.
Допустим, что кривая пластичности, полученная при одноосном растяжении, справедлива и для трехмерного деформационного состояния (справедлива гипотеза единой кривой). Тогда возможно предсказать место и момент образования ликвационной трещины путем сравнения расчетной
кривой ер а(Т) с экспериментальной кривой пластичности (критическим
значением) е^ а сг(Т). Таким образом, условием образования ликвацион-ной трещины является равенство
еР =еР .
ец а ец а сг
Локальное состояние материала еР зависит от жесткости конст-
^ ец а
рукции, свойств основного металла и металла шва, режима сварки и т.д. Оно может зависеть также от внешнего нагружения. Локальное механическое свойство металла ЗЧП еР зависит от локального химического
ец а сг
состава, доли твердой фазы, ориентации зерен и т.д.
Из рис. 1 видно, что в рассматриваемом случае ликвационные трещины образуются при относительно высокой температуре (показано темным кружком). Пластические деформации намного больше накопленных
т т т
температурных деформаций Де (т) = е (тс) - е (т) из-за эффекта концентрации деформаций. Поэтому температурные деформации следует использовать в анализе трещинообразования с осторожностью (ошибка идет не в запас прочности).
Таким образом, разработанная методика позволяет оценивать чувствительность сварных соединений из алюминиевых сплавов к образованию ликвационных трещин с учетом локальных свойств металла, условий сварки и жесткости конструкции.
Выявлена сегрегация химических элементов по границам зерен в ЗТВ сварных соединений из сплава 6005-T6. Максимальное повышение концентрации по сравнению с матрицей составило 50 % для Si и 40 % для Mg.
В температурном интервале хрупкости пластичность сплава 6005-T6 резко падает с минимумом при доле твердой фазы 65 %. При соответствующей температуре твердожидкий метал зоны частичного плавления подвергается интенсивному пластическому деформированию, что приводит к образованию ликвационных трещин.
Работа выполнена в СПбПУ по договору № 14.Z50.31.0018 с Министерством образования и науки Российской Федерации.
Список литературы
1. Effects of processing parameters on liquation cracking of 6005A alloy weldments / J.-H. Choi, D. H. Lee, J. Kim [et al.] // Metals and Materials. 2000. Vol. 6. N 4. P. 395-399.
2. Huang C., Cao G., Kou S. Liquation cracking in partial penetration aluminium welds: assessing tendencies to liquate, crack and backfill // Science and Technology of Welding and Joining. 2004. Vol. 9. N 2. P. 149-157.
3. Huang C., Kou S. Liquation cracking in full-penetration Al-Mg-Si welds // Welding Journal. 2004. Vol. 83. N 4. P. 111-122.
4. Prediction of liquation crack initiation in Al-Mg-Si alloy welded joints / J. Martikainen, E. Hiltunen, F. Brhane [et al.] // Hot Cracking Phenomena in Welds III. Heidelberg: Springer, 2011. P. 71-86.
5. A method for evaluating the liquation cracking susceptibility of welded joints in Al-Mg-Si alloys / J. Martikainen, E. Hiltunen, V.A. Karkhin, S.Y. Ivanov // Welding International. 2013. N 2. P. 139-143.
6. Numerical analysis of liquation cracking in Al-Mg-Si alloy welded joints / J. Martikainen, E. Hiltunen., V. Karkhin, S. Ivanov // Mathematical Modelling of Weld Phenomena 10 Graz: Technische Universitaet Graz. 2013. P. 401-411.
7. Cao G., Kou S. Predicting and reducing liquation-cracking susceptibility based on temperature vs. fraction solid // Welding Journal. 2006. Vol. 85. N 1. P. 9-18.
8. Прохоров Н.Н. Горячие трещины при сварке. М.: Машгиз, 1952.
219 с.
9. Eskin D., Suyitno, Katgerman L. Mechanical properties in the semisolid state and hot tearing of aluminium alloy // Progress in Materials Science. 2004. Vol. 49. N 5. P. 629-711.
10. Katgerman L., Eskin D. In search of the prediction of hot cracking in aluminium alloys // Hot Cracking Phenomena in Welds II. Berlin: Springer, 2008. P. 3-18.
11 Calculating phase diagrams using PANDAT and PanEngine / S.-L. Chen, F. Zhang, S. Daniel, F.-Y. Xie, X.-Y.Yan, Y.A. Chang, R. Schmid-Fetzer, W.A. Oates // JOM. 2003. Vol. 55. N 12. P. 48-51.
12. V.A. Karkhin, V.V. Plochikhine, A.S. Ilyin, H.W. Bergmann / Inverse modelling of fusion welding processes. // Welding in the World. 2002. Vol. 46. N 11-12. P. 2-13.
13. Calculation-experimental method for the determination of the temperature field in laser welding / V.A. Karkhin, P.N. Khomich, R. Ossenbrink, V.G. Mikhailov // Welding International. 2007. Vol. 21. N 5. P. 391-395.
14. Rajamaki P.I., Karkhin V.A., Homich P.N. Analysis of macrosegre-gation near fusion boundary in fusion welding // Science and Technology of Welding and Joining. 2010. Vol. 15. N 1. P. 31-39.
Иванов Сергей Юрьевич, инженер, [email protected], Россия, Санкт-Петербург, Санкт-Петербургский политехнический университет Петра Великого,
Кархин Виктор Акимович, д-р техн. наук, проф., victor.karkhin@,mail.ru, Россия, Санкт-Петербург, Санкт-Петербургский политехнический университет Петра Великого,
Михайлов Веселин Георгиев, д-р техн. наук, проф., michailov@,tu-cottbus.de, Германия, Котбус, Бранденбургский технический университет,
Мартикайнен Юкка, д-р техн. наук, проф., декан, jukka.martikainen@,lut.fi, Финляндия, Лаппеенранта, Технический университет,
Хилтунен Эса, магистр, esa.hiltunen@,lut.fi, Финляндия, Лаппеенранта, Технический университет
MODELLING OF LIQUATION CRACKS FORMATION IN LASER WELDING OF
AL-MG-SI ALLOYS
S.Y. Ivanov, V.A. Karhin, V.G. Michaylov, J. Martikainen, E. Hiltunen
The microstructure and chemical elements distributions in the welds of the alloy 6005-T6 made by laser welding have been investigated. The chamical segregation of chemical elements has been detected. The methodic allows for the determination of the Al alloys inclination to the liquation cracks.
Key words: liquation cracks, laser welding, Al-Mg-Si alloy, microstructure, modeling.
Ivanov Sergey Yurievich, engineer, ivanov_ftim@,mail.ru, Russia, Saint-Petersburg, St. Petersburg Polytechnic University of Peter the Great,
Karhin Victor Akimovich, doctor of technical science, professor, vic-tor.karkhin@,mail.ru, Russia, Saint-Petersburg, St. Petersburg Polytechnic University of Peter the Great,
Mikhailov Veselin Georgiev, doctor of technical science, professor, [email protected], Germany, Cottbus, Brandenburg Technical University,
Martikainen Jukka, doctor of technical science, professor, [email protected], Finland, Lappeenranta, Technical University,
Hiltunen Esa, master, esa.hiltunen@,lut.fi, Finland, Lappeenranta, Technical University
УДК 621.791.75
МОДЕЛИРОВАНИЕ КИНЕТИКИ ОБРАЗОВАНИЯ МОДИФИЦИРУЮЩИХ ФАЗ ПРИ СВАРКЕ И ОБРАБОТКЕ ВЫСОКОКОНЦЕНТРИРОВАННЫМИ ИСТОЧНИКАМИ ЭНЕРГИИ
Е.А. Кривоносова
Показана возможность применения разработанных моделей кинетики образования модифицирующих фаз в условиях температурного цикла сварки к процессам дуговой сварки углеродистых и высоколегированных сталей покрытыми электродами.
Ключевые слова: модифицирование, карбидо- и нитридообразование, высоколегированные стали, температурный цикл сварки, кинетика, диффузионные процессы.
Одним из главных факторов, повышающих качество металла сварного шва, является возможность модифицирования структуры дисперсными частицами вторичных фаз. Положительное влияние мелкодисперсных модифицирующих фаз зависит от механизма модифицирования конкретных сталей и заключается в следующих эффектах: измельчении зерна, подавлении роста крупнозернистых грубых структурных составляющих, повышении фрагментарности границ зерен, появлении центров формирования вторичных фаз и др. [1, 2]. Следствием модифицирования структуры является повышение механических и специальных свойств. В исследованиях разработана модель кинетики образования модифицирующих фаз в условиях температурного цикла сварки и применена к процессам дуговой сварки углеродистых и высоколегированных сталей покрытыми электродами.
Основная проблема структурообразования сварных швов низкоуглеродистых сталей сталей заключается в формировании неблагоприятной грубой Видманштеттовой структуры шва, которая и определяет низкие значения свойств, в частности, хладостойкости. Механизм модифицирования для этих материалов заключается в подавлении образования крупной
