Кристаллографические текстуры, формирующиеся при сварке трением с перемешиванием

УДК 539.89:539.25

Кристаллографические текстуры, формирующиеся при сварке трением с перемешиванием

С.Ю. Миронов

Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, Уфа, 450001, Россия Университет Тохоку, Сендай, 980-8579, Япония

В работе исследовались кристаллографические текстуры, формирующиеся при сварке трением с перемешиванием материалов с различным типом кристаллической решетки (гранецентрированной кубической, объемно-центрированной кубической и гексагональной плотноупакованной) и различной энергией дефекта упаковки. Выявлено преобладание деформационных текстур простого сдвига, однако в отдельных случаях отмечено также формирование текстур рекристаллизации. Показано, что уменьшение энергии дефекта упаковки в металлах с гранецентрированной кубической решеткой ведет к ослаблению текстуры, а также к изменению ее типа от В/В {112X110) к A/A {111X110). При сварке магниевых сплавов зафиксировано образование исключительно сильных текстур, интенсивность которых может до 54 раз превышать уровень фона. Посредством текстурного анализа показано, что при сварке металлов с объемно-центрированной кубической решеткой преобладает скольжение по плоскости {112}, в магниевых сплавах — базисное скольжение, в титане — призматическое скольжение, а в цирконии базисное и призматическое скольжение задействованы одновременно.

Ключевые слова: сварка трением с перемешиванием, автоматический анализ картин дифракции обратно рассеянных электронов, кристаллографическая текстура

Crystallographic textures formed in friction stir welding

S.Yu. Mironov

Institute for Metals Superplasticity Problems, RAS, Ufa, 450001, Russia Tohoku University, Sendai, 980-8579, Japan

The paper studies the crystallographic textures formed in friction welding with mixing of materials differing in crystal lattice (face-centered cubic, body-centered cubic, and hexagonal close-packed) and in stacking fault energy. It is found that simple shear textures dominate, though some cases reveal recrystallization textures. It is shown that decreasing the stacking fault energy in fcc metals weakens the texture and changes its type from В/В {112}(110) to A/A {111}(110). In welding of Mg alloys, there arise exceptionally strong textures whose intensity can be up to 54 times higher than the background level. Texture analysis reveals the following prevailing slip patterns in welding: slip along the plane {112} for bcc metals; basal slip for Mg alloys; prismatic slip for Ti; and concurrent basal and prismatic slip for Zr.

Keywords: friction stir welding, electron backscatter diffraction, crystallographic texture

1. Введение

В предыдущей работе [1] исследовалось формирование зеренной структуры при сварке трением с перемешиванием. Было установлено, что при относительно низких температурах сварки эволюция микроструктуры может представлять собой процесс фрагментации. При повышении температуры процесса в материале может протекать первичная рекристаллизация. Было также показано, что в ходе охлаждения материала после сварки до комнатной температуры в нем может развиваться ме-

тадинамическая рекристаллизация и иметь место существенный рост зерен. Была выявлена макроскопическая неоднородность структуры сварных швов. Предположено, что данный эффект обусловлен как градиентом температуры и деформации, а также специфическим характером пластического течения, присущими сварке трением с перемешиванием, так и механическим износом сварного инструмента.

С целью дальнейшего совершенствования фундаментальных представлений о процессе сварки трением

© Миронов С.Ю., 2014

с перемешиванием в дайной статье рассмотрены кристаллографические текстуры (для простоты далее в статье вместо термина «кристаллографическая текстура» будет использоваться термин «текстура»), формирующиеся в зоне перемешивания.

2. Материалы и методика эксперимента

Для выявления как наиболее общих, так и специфических черт текстур, формирующихся в ходе сварки трением с перемешиванием различных сплавов, в данной работе были использованы материалы с различным типом кристаллической решетки (гранецентрированной кубической, объемно-центрированной кубической и гексагональной плотноупакованной), а также с различной энергией дефекта упаковки (от 166 мДж/м2 в чистом алюминии до 21 мДж/м2 в аустенитной стали). Химический состав исследованных сплавов приведен в табл. 1-7. Поскольку в подавляющем большинстве слу-

чаев использованы материалы зарубежного производства, для их обозначения использована международная маркировка. Во всех таблицах приведено весовое содержание химических элементов.

В большинстве случаев текстура исследовалась в трех областях поперечного сечения зоны перемешивания, как схематически показано на рис. 1, а. Вследствие комбинации вращательного и поступательного движений сварного инструмента в ходе сварки трением с перемешиванием, данный процесс является асимметричным — на одной стороне сварного шва вращательное и поступательное движения совпадают, а на другой они являются разнонаправленными. В международной литературе эти две стороны именуются соответственно как advancing side и retreating side. На рис. 1, а и далее в статье эти стороны обозначены как AS и RS.

Во всех случаях текстурный анализ осуществлялся посредством автоматического анализа картин дифрак-

Номинальный химический состав исследованных алюминиевых сплавов

Таблица 1

Сплав Al Mg Cu Si Fe Mn Cr Zn Ti V

AA1050 Основа 0.05 0.05 0.25 0.4 0.05 0.05 0.05 0.03 0.05

AA6016 0.25-0.60 0.20 1.00-1.50 0.5 0.20 0.10 0.20 0.15 -

Таблица 2

Номинальный химический состав исследованной технически чистой меди

Cu P Bi Sb As Fe Ni Pb Sn S Zn O

Основа <0.002 <0.001 <0.002 <0.002 <0.040 <0.002 <0.004 <0.002 <0.004 <0.003 <0.003

Таблица 3

Номинальный химический состав исследованных сплавов на основе железа

Fe C Cr Ni Mo Mn Si Cu P S N

Grade 1 <0.020 - - - <0.20 - <0.06 <0.015 <0.015 <0.007

SUS304 Основа 0.080 18-20 8-11 - 2.00 1.00 - <0.045 <0.030 -

SUS316 0.080 16-18 10-14 2-3 2.00 - - <0.045 <0.030 <0.010

S31254 0.016 19.82 17.78 6.13 0.49 0.48 <0.63 <0.023 <0.001 <0.200

Таблица 4 Номинальный химический состав исследованного никель-хром-модибденового сплава Inconel 625

Ni Cr Mo Nb Fe C Mn Si Mg Al Ti Co

62.90 21.80 8.90 3.42 2.44 0.01 0.05 0.07 0.01 0.10 0.20 0.10

Таблица 5

Номинальный химический состав исследованных титановых сплавов

Ti Al V Cr Sn C Fe H N O

Grade 2 - - - - <0.10 <0.30 <0.015 <0.03 <0.25

Ti-6Al-4V Основа 5.5-6.8 3.5-4.5 - - <0.08 <0.25 <0.015 <0.05 <0.20

Timetal 15.3 3.0 15.0 3 3 - - - - -

Таблица 6

Номинальный химический состав исследованного магниевого сплава ZK60

Ось вращения

Mg Zn Zr Mn Al

Основа 4.8-6.2 0.45-0.80 0.025 <0.005

ции обратно рассеянных электронов (EBSD). Для обеспечения статистической репрезентативности результатов каждая EBSD-карта включала в себя несколько тысяч зерен.

Во всех случаях при описании процесса сварки использовалась система координат, включавшая в себя направление сварки, поперечное направление и направление нормали к плоскости сварки.

3. Идеальные текстуры простого сдвига

Общепринято считать, что схема деформации при сварке трением с перемешиванием близка к простому сдвигу [2]. Идеальные текстуры простого сдвига для гранецентрированных кубических, объемно-центрированных кубических и гексагональных плотноупакован-ных металлов показаны на рис. 2 и в табл. 8-10 [2].

Предполагается, что направление сдвига в ходе сварки трением с перемешиванием является приблизительно тангенциальным по отношению к сварному инструменту. Вследствие вращения инструмента в процессе сварки, направление сдвига непрерывно изменяется и в первом приближении может быть описано в виде окружности, как показано на рис. 1, б. Ориентация плоскости сдвига в общем случае является менее очевидной. Согласно современным представлениям последняя может быть параллельна боковой поверхности пина [36] или поверхности плечиков [7]. Кроме того, вследствие комбинированного воздействия плечиков и пина на пластическое течение, искомая плоскость может занимать промежуточное положение между ориентацией этих двух составных частей сварного инструмента; обычно она является примерно параллельной боковой поверхности зоны перемешивания, как показано на рис. 1, б. В зарубежной литературе эта концепция носит название модели усеченного конуса (truncated cone model) [8].

Все экспериментальные текстурные данные были проверены на предмет соответствия каждой из этих трех моделей. С этой целью система координат экспе-

aj инструмента Зона перемешивания

\ \ RS\ / 'AS

"и™ V /\/7 Середина толщины СТП-шва

Области исследования текстуры Вращение инструмента

Возможные

поверхности

сдвига

Плечики

Пин

Зона

перемешивания

"'Unc

Направление сдвига

Рис. 1. Схема, иллюстрирующая участки, на которых исследовалась текстура (а), и схема деформации при сварке трением с перемешиванием (СТП) (б). Возможные поверхности сдвига на рисунке (б) выделены серыми линиями. НН — направление нормали, ПН — поперечное направление, НС — направление сварки

риментальных прямых полюсных фигур разворачивалась вокруг определенных осей с целью выравнивания с предполагаемой геометрией простого сдвига, как будет показано ниже. В качестве наиболее предпочтительной выбиралась модель, обеспечивающая наиболее адекватную интерпретацию экспериментальной текстуры.

4. Результаты и обсуждение

4.1. Металлы с гранецентрированной кубической решеткой и высокой энергией дефекта упаковки

В качестве материала исследования для изучения текстур, формирующихся в ходе сварки трением с перемешиванием металлов с гранецентрированной кубической решеткой с высокой энергией дефекта упаковки, был выбран алюминиевый сплав АА1050 (табл. 1). Подробности эксперимента описаны в работе [9].

Панорамная EBSD-карта, иллюстрирующая микроструктуру поперечного сечения сварного шва, приведена на рис. 3, а. На данной карте зерна окрашены в соответствии с их кристаллографической ориентировкой. Как очевидно из EBSD-карты, преимущественная

Таблица 7

Номинальный химический состав исследованного циркониевого сплава Zircaloy-4

Zr Sn Fe Cr Ni Al B Cu Cd Co H

Основа 1.2-1.7 <0.12-0.18 <0.05-0.15 <0.07 <0.0075 <0.00005 <0.027 <0.00005 <0.002 <0.0025

Hf Pb Mg Mn N Si Na Ti W U

<0.02 <0.013 <0.002 <0.005 <0.008 <0.012 <0.002 <0.005 <0.01 <0.00035

ППФ {111}

нпс

ППФ {110} нПс

Аксиальная текстура {111}

Аксиальная текстура

ППФ {110} нПс

ППФ {111} нПс

Аксиальная текстура (11

Аксиальная текстура {11

ППФ {0002} нПс

ППФ {1120} нПс

Рис. 2. Идеальные текстуры простого сдвига в металлах с гранецентрированной кубической (а), объемно-центрированной кубической (б) и гексагональной плотноупакованной решеткой (в) [2]. Ориентировки идеальных компонент текстуры сдвига приведены в табл. 8-10. ППФ — прямая полюсная фигура, НПС — нормаль к плоскости сдвига, НСд — направление сдвига

ориентировка зерен существенно варьируется в поперечном направлении образца. Для иллюстрации этой текстурной неоднородности были вычислены прямые полюсные фигуры {111} и {110} для пяти различных областей внутри зоны перемешивания (рис. 3, б). Данные полюсные фигуры построены в той же системе координат, что и EBSD-карта на рис. 3, а, т.е. поперечное направление горизонтально и направление нормали вертикально.

Для анализа этих полюсных фигур прежде всего необходимо преобразовать их в координатную систему, соответствующую простому сдвигу, как обсуждалось в

предыдущем разделе. В данной работе наиболее адекватные результаты были получены при использовании модели усеченного конуса. Полюсные фигуры, скорректированные в соответствии с этой моделью, показаны в нижней части рис. 3, б; развороты системы координат, использованные для этой корректировки, указаны под полюсными фигурами.

Как следует из сопоставления с идеальными текстурами простого сдвига (рис. 2, а), преимущественную кристаллографическую ориентировку в алюминии, подвергнутом сварке трением с перемешиванием, можно описать в рамках суперпозиции В / В{112}(110) компонент текстуры простого сдвига (табл. 8). Данный результат хорошо согласуется с литературными данными [3, 10, 11].

4.2. Металлы с гранецентрированной кубической решеткой и умеренной энергией дефекта упаковки

В качестве материала исследования для изучения текстур, формирующихся в ходе сварки трением с перемешиванием металлов с гранецентрированной кубической решеткой и умеренной энергией дефекта упаковки, была выбрана чистая медь (табл. 2). Энергия дефекта упаковки этого материала составляет 78 мДж/м2. При корректировке данных наиболее адекватные результаты были получены исходя из допущения, что макроскопический сдвиг осуществлялся по плоскости плечиков. Подробности эксперимента описаны в работе [12].

Как следует из скорректированных прямых полюсных фигур (рис. 4), сформировавшаяся текстура может быть описана в рамках суперпозиции аксиальной текстуры {111} и текстурных компонент А(1 11)[110] и С{001}(110) идеальной текстуры простого сдвига (рис. 2, а, табл. 8). Также следует отметить, что текстура, обнаруженная в меди, существенно слабее, чем в алюминии (рис. 3, б и 4).

4.3. Металлы с гранецентрированной кубической решеткой и низкой энергией дефекта упаковки

Для исследования текстур, образующихся в ходе сварки трением с перемешиванием металлов с гране-центрированной кубической решеткой и низкой энергией дефекта упаковки, были использованы аустенит-ные стали SUS304, SUS316 и S31254 (табл. 3), а также никель-хром-молибденовый сплав 1псопе1 625 (табл. 4). Энергия дефекта упаковки этих материалов варьируется от 21 до 29 мДж/м2. Подробности экспериментов описаны в работах [13-15].

Во всех случаях текстуры оказались очень схожими. В связи с этим, для иллюстрации типичной текстуры в статье приведены только результаты, полученные на стали S31254 (рис. 5). В этом случае корректировка данных осуществлялась исходя из допущения, что плоскость сдвига была параллельна поверхности плечиков.

Таблица 8

Идеальные текстуры простого сдвига для металлов с гранецентрированной кубической решеткой [2]

Текстурные Описание в индексах Описание при помощи углов Эйлера

компоненты Миллера или Миллера-Браве Ф1 Ф Ф2

А* (111)[1 12] 35.3°/215.3° 45° 0°

125.3°/305.3° 90° 45°

А* (111)[112] 144.7°/324.7° 45° 0°

54.7°/234.7° 90° 45°

А (1Щ110] 0° 35.3° 45°

А (1 ЩТТо] 180° 35.3° 45°

В (1Т2)[ТТ0] 0°/120°/240° 54.7° 45°

В (Т12)[ТТ0] 60°/180°/300° 54.7° 45°

С {001} (110) 90°/270° 45° 0°

0°/180° 90° 45°

Таблица 9

Идеальные текстуры простого сдвига для металлов с объемно-центрированной кубической решеткой [2]

Текстурные Описание в индексах Описание при помощи углов Эйлера

компоненты Миллера или Миллера-Браве Ф1 Ф Ф2

D (ТТ2)[111] 54.7°/234.7° 45° 0°

144.7°/324.7° 90° 45°

Dг (112)[111] 125.3°/305.3° 45° 0°

35.3°/215.3° 90° 45°

Е (110)[1 Т1] 90° 35.3° 45°

Е (ТТ0)[1 Т1] 270° 35.3° 45°

J (110) [1Т2] 90°/210°/330° 54.7° 45°

7 (ТТ0)[Т12] 30°/150°/270° 54.7° 45°

F {110}(001) 0°/180° 45° 0°

90°/270° 90° 45°

Таблица 10

Идеальные текстуры простого сдвига для металлов с гексагональной плотноупакованной решеткой [2]

Текстурные Описание в индексах Описание при помощи углов Эйлера

компоненты Миллера или Миллера-Браве Ф1 Ф Ф2

B-flber {0001}(uvtw) 0° 90° 0°-60°

Р-йЬег {hkг/}(1120) 0° 0°-90° 0°

Р1 {1 Т00}(1120) 0° 0° 0°

7-flber - 0° 30° 30°-60°

C1-flber - 60° 90° 0°-60°

C2-flber - 120° 90° 0°-60°

Экспериментальные прямые полюсные фигуры Область 2 Область 3 Область 4

Область 1 111 110

Область 5 111 110

Скорректированные прямые полюсные фигуры

Область 2 Область 3 Область 4

11 110 111 110 111 110

Область 1 111 110

Область 5 111 110

-55°НН, 50°ПН -35°НН, 45°ПН 30°ПН 35°НН, 25°ПН 55°НН, 25°ПН

Рис. 3. Панорамная ЕВ8Б-карта, полученная для поперечного сечения сварного шва алюминиевого сплава АА1050 (а), и прямые полюсные фигуры {111} и {110}, иллюстрирующие текстуру в пяти различных областях зоны перемешивания (б). Белые кружки на скорректированных полюсных фигурах обозначают ориентировки В / В{112}(110) идеальной текстуры простого сдвига

Как следует из рис. 5, сформировавшаяся текстура представляет собой суперпозицию аксиальных текстур {111} и (110) и компоненты А(111)[110] идеальной текстуры простого сдвига (табл. 8). Следует отметить очень слабый характер текстуры, максимальная интен-

сивность которой лишь примерно в два раза превышает уровень фона.

Таким образом, уменьшение энергии дефекта упаковки ведет к ослаблению текстуры, а также к изменению ее типа: на смену компонентам В / В{112}(110) при-

Экспериментальные прямые полюсные фигуры Центр

Скорректированные прямые полюсные фигуры Центр

Рис. 4. Прямые полюсные фигуры {111} и {110}, иллюстрирующие текстуру в трех различных областях зоны перемешивания в чистой меди. Белые и серые кружки на скорректированных полюсных фигурах соответствуют ориентациям С{001}(110) и А(1 11)[110] идеальной текстуры простого сдвига

Скорректированные прямые полюсные фигуры Цента

НСд!

1НПС

-450НН

350НН

Рис. 5. Прямые полюсные фигуры {111} и {110}, иллюстрирующие текстуру в трех различных областях зоны перемешивания в супераустенитной стали S31254. Белые кружки на скорректированных полюсных фигурах обозначают ориентировку A(11 1)[1 10] идеальной текстуры простого сдвига

ходят компоненты A / A{111}(110) в совокупности с аксиальными текстурами {111} и (110). Ослабление текстуры отчасти связано с формированием двойников отжига в ходе термомеханической обработки материалов с относительно низкой энергией дефекта упаковки. Причины изменения типа текстуры представляются менее ясными. Переход от текстур типа B к A фактически означает, что с макроскопической поверхностью сдвига на этот раз выравниваются плотноупакованные плоскости скольжения {111}, а не {112}. Данный эффект

может быть связан с затруднением поперечного скольжения при уменьшении энергии дефекта упаковки.

4.4. Металлы с объемно-центрированной кубической решеткой

Текстуры, формирующиеся при сварке трением с перемешиванием металлов с объемно-центрированной кубической решеткой, изучались на примере чистого железа (табл. 3) и псевдо-Р титанового сплава Timetal 15.3 (табл. 5). Для корректировки данных в обоих слу-

Экспериментальные прямые полюсные фигуры

Центр AS

4.077 3.226 2.552 2.019

1.264 1.000 0.791 0.086

Скорректированные прямые полюсные фигуры i НПС

-90ОНН, 20ОПН 20ОПН 90ОНН, 20ОПН

Рис. 6. Прямые полюсные фигуры {110}, иллюстрирующие текстуру в трех различных областях зоны перемешивания в чистом железе. Треугольники на скорректированных полюсных фигурах соответствуют компоненте D2 идеальной текстуры простого сдвига

Экспериментальные прямые полюсные фигуры Центр

3.326 2.722 2.228

1.493 1.222 1.000 0.819

110

AS

ПН

111

НН НС

I

3.819 3.054 2.443 1.954 1.563 1.250 1.000 0.800

-50°НН, 20°ПН

Скорректированные прямые полюсные фигуры Центр

НСд!

НПС

20°ПН

50°НН, 20°ПН

Рис. 7. Прямые полюсные фигуры {110} и {111}, иллюстрирующие текстуру в трех различных областях зоны перемешивания в псевдо-Р титановом сплаве Т1те1а1 15.3. Треугольники на скорректированных полюсных фигурах соответствуют компоненте D2 идеальной текстуры простого сдвига

чаях использовалась модель усеченного конуса. Подробности эксперимента изложены в работах [16, 17].

Текстуры, сформировавшиеся в зоне перемешивания в железе и Р-титане, показаны на рис. 6 и 7 соответственно. Видно, что в обоих случаях они характеризуются наличием сильной компоненты (112)[111] идеальной текстуры простого сдвига (табл. 9). Как известно, дислокационное скольжение в металлах с объемно-центрированной кубической решеткой может происходить как по кристаллографическим плоскостям {110}, так и по {112}. Формирование _02-текстуры означает выравнивание плоскости {112} с поверхностью макроскопического сдвига. Исходя из этого можно предположить, что при сварке трением с перемеши-

ванием металлов с объемно-центрированной кубической решеткой преобладает скольжение по плоскости {112}.

Следует отметить, что рассмотренные текстуры существенно различаются. В частности, текстура Р-ти-тана гораздо слабее и характеризуется наличием аксиальной компоненты (111) (рис. 7). Причины этого не вполне ясны.

4.5. Металлы с гексагональной плотноупакованной решеткой

Текстуры, образующиеся при сварке трением с перемешиванием металлов с гексагональной плотноупако-ванной решеткой, изучались на примере магниевого

0001

RS

1120

Экспериментальные прямые полюсные фигуры Центр

0001

1120

0001

AS

ПН

1120

НН НС

!

43.217

23.070

12.315

6.574

3.509

1.873

1.000

0.534

Скорректированные прямые полюсные фигуры

0001

RS

1120

0001 Центр 1120

0001

AS

_НСд 1120 =

-60°НН, 90°ПН

90°ПН

70°НН, 90°ПН

Рис. 8. Прямые полюсные фигуры {0001} и {1120}, иллюстрирующие текстуру в трех различных областях зоны перемешивания в магниевом сплаве ZK60. Белые квадратики и пунктирная линия на скорректированных полюсных фигурах обозначают ориентировку {0001}

RS

1120

Экспериментальные прямые полюсные фигуры

Центр -0001 1120 0001

AS

_ ПН*1

1120

нн НС

-21.534 112.910 17.740 -4.64] -2.782 -1.668

0001

RS

1120

Скорректированные прямые полюсные фигуры Центр

0001

1120

0001

AS

1120

.НСд

нПС

1.000 0.600

-25°НН, 30°ПН

20°ПН

50°НН

Рис. 9. Прямые полюсные фигуры {0001} и {1120}, иллюстрирующие текстуру в трех различных областях зоны перемешивания в технически чистом титане Grade 2. Кружки на скорректированных полюсных фигурах обозначают ориентировку ij{1100}

сплава ZK60 (табл. 6), технически чистого титана Grade 2 (табл. 5) и циркониевого сплава Zircaloy-4 (табл. 7). Подробности экспериментов изложены в работах [18-20].

Как следует из результатов, представленных на рис. 8, в ходе сварки магниевого сплава имело место формирование аксиальной текстуры простого сдвига типа {0001}(mvW) (так называемая 5-fiber, табл. 10). Данный результат хорошо согласуется с литературными данными [4, 5]. Считается, что образование такой текстуры обусловлено преобладанием базисного скольжения [21], что вполне соответствует современным представлениям о пластическом течении в магнии. Следует также отметить характер сформировавшейся текстуры: ее максимальная интенсивность до 54 раз превышала уровень фона (рис. 8). Данный результат согласуется с работой [22], в которой максимальная интенсивность текстуры в магниевом сплаве AZ31, подвергнутом сварке трением с перемешиванием, до 140 раз превышала уровень фона.

Текстура технически чистого титана приведена на рис. 9. Видно, что в текстуре преобладает компонента ij{1 100}(1120) идеальной текстуры простого сдвига. В соответствии с результатами работы [21], формирование этой текстурной компоненты обусловлено преимущественным скольжением по плоскостям призмы. Данный результат также хорошо согласуется с общепринятой концепцией деформационного поведения титана. Интенсивность текстуры в данном случае несколько меньше, чем в магнии.

Текстура, образовавшаяся в центральной части сварного шва в циркониевом сплаве Zircaloy-4, показана на рис. 10. Как видно из рисунка, текстура представляет собой суперпозицию аксиальных текстур простого сдвига типа {0001} (и vw) и {Мг7}(1120). Согласно ре-

зультатам работы [21], последняя текстурная компонента также связывается с призматическим скольжением. Таким образом, исходя из текстурных данных, можно предположить, что пластическое течение в ходе сварки циркониевого сплава осуществляется за счет комбинации базисного и призматического скольжения. Уместно отметить, что увеличение числа задействованных систем скольжения существенно уменьшает интенсивность текстуры, которая лишь примерно в десять раз превышает уровень фона.

4.6. Двухфазный сплав

Текстура, образующаяся в ходе сварки трением с перемешиванием двухфазных материалов, исследовалась на примере сплава Ti-6Al-4V (табл. 5). Параметры сварки были подобраны таким образом, чтобы температура процесса не превышала Р-трансус и материал таким образом находился в двухфазной области. Как следует из микроструктурного анализа, содержание Р-фазы в ходе сварки составляет около 20 %.

0001 1120

/ 4 -19.865

н 6.736 4.600

^__ДПН 3.141

г---Vlm — 2.145

1.464 1.000 0.683

НН НН

------P-fiber {Мг7}

---- 5-fiber {0001}

ОР1 {П00}

Рис. 10. Прямые полюсные фигуры {0001} и {1120}, иллюстрирующие текстуру в центральной части зоны перемешивания циркониевого сплава Zircaloy-4

Экспериментальные прямые полюсные фигуры

0001

RS

1120

0001 Центр 1120

I

111111......

V 1. 11.. 0.

" _ ПИЛ

0001 1120

НН НС

0001

RS

1120

-90°НН, 45°ПН

Скорректированные прямые полюсные фигуры Центр

0001

1120

0001

AS

.НСд!

НПС

1120

45°ПН

90°НН, 45°ПН

Рис. 11. Прямые полюсные фигуры {0001} и {1120}, иллюстрирующие текстуру в трех различных областях зоны перемешивания в сплаве Т1-6А1-4У На скорректированных полюсных фигурах треугольники и пунктирная линия обозначают ориентировку С, а кружки — ориентировку р{1100}

Преимущественная кристаллографическая ориентировка доминирующей а-фазы приведена на рис. 11. Прежде всего, следует отметить, что текстура является очень размытой и ее максимальная интенсивность лишь примерно в два раза превосходит уровень фона. Другой ее отличительной особенностью является преобладание аксиальной компоненты типа С (рис. 2, в, табл. 10). Согласно данным [21], формирование подобной компоненты связано с пирамидальным скольжением. Пороговые напряжения для данного семейства скольжения в а-титане традиционно считаются гораздо более высокими, чем для призматического или базисного. В этой связи данный результат представляется совершенно неожиданным.

Для его объяснения была выдвинута следующая гипотеза. Известно, что активизация пирамидального скольжения обычно имеет место около границы раздела а- и Р-фаз для обеспечения совместности их деформации. Соответственно, образование ориентировок, близких к компоненте С, следует ожидать именно в этих областях. Можно предположить, что эти локальные сильно деформированные участки послужили зародышами будущей рекристаллизации. Последующий рост этих зародышей и мог привести к преобладанию этой необычной текстурной компоненты. Данная гипотеза также позволяет объяснить очень слабый характер исследованной текстуры (рис. 11).

4.7. Текстура рекристаллизации

Как можно предположить из результатов, представленных выше, преимущественная кристаллографическая ориентировка, формирующаяся в ходе сварки трением с перемешиванием, обычно соответствует текстуре простого сдвига, т.е. деформационной текстуре. Учи-

тывая большие деформации, которым подвергается материал в зоне перемешивания, данный результат представляется вполне естественным. С другой стороны, известно, что материал в ходе сварки также и нагревается до очень высоких температур [23]. Поэтому, как было предположено в предыдущем разделе, в ходе процесса сварки также возможно формирование текстур рекристаллизации. Подобный эффект был зафиксирован в ходе

Область 1 Область 2

100 111 100 111

Максимальная Максимальная

интенсивность ~5.0 интенсивность ~ 4.6

Рис. 12. Оптическая фотография макроструктуры, сформировавшейся около сварного инструмента при сварке трением с перемешиванием алюминиевого сплава АА6016 (а), и прямые полюсные фигуры {100} и {111}, иллюстрирующие текстуру в двух областях сварного шва: непосредственно около инструмента (область 1) и на расстоянии 12 мм от него (область 2). Радиус плечиков г = 7.5 мм

Область 1

Ф2 = 0°

Ф2 = 90° Ф1 = 0°...270°

'Ф = 0°...90°

Ф2 = 90

Ф = 0°...90°

Рис. 13. Функции распределения ориентировок текстуры простого сдвига в области 1 и текстуры рекристаллизации в области 2 в трехмерном пространстве углов Эйлера (ф15 Ф, ф2). Функции распределения ориентировок на рисунке представлены в виде серий двумерных сечений (ф15 Ф) трехмерного пространства углов Эйлера

сварки трением с перемешиванием алюминиевого сплава АА6016 (табл. 1) [24].

В данной работе для исследования микроструктуры и текстуры быт использован так называемый метод stop action [25], который заключается в аварийной остановке процесса сварки трением с перемешиванием и немедленной закалке области шва. Данный способ позволяет проанализировать текстуру как непосредственно около сварного инструмента, так и на некотором удалении от него — в зоне сварного шва, как показано на рис. 12, а.

Как следует из прямых полюсных фигур {111} для области 1, материал, непосредственно контактировавший со сварным инструментом, характеризовался обычной текстурой простого сдвига B / B{112}(110) (рис. 12, б). Однако с ростом расстояния от инструмента эта текстура практически полностью исчезает и ей на смену приходит ориентировка, у которой кристаллографические оси (100) выровнены с принципиальными направлениями деформации (прямая полюсная фигура {100} для области 2). Данная ориентировка известна как текстура куба {100}(001), и в алюминиевых сплавах ее образование обычно свидетельствует о протекании рекристаллизации.

С целью проверки этого неожиданного результата были проанализированы функции распределения ориентировок, как показано на рис. 13. Их анализ подтвердил трансформацию деформационной текстуры B / B {112}(110) в рекристаллизационную текстуру куба {100}(001).

5. Выводы

В данной работе исследовались текстуры, формирующиеся в ходе сварки трением с перемешиванием различных конструкционных материалов. В результате

работы были сформулированы следующие выводы.

Текстуры, образующиеся в ходе сварки трением с перемешиванием, в большинстве случаев могут быть интерпретированы как текстуры простого сдвига. В некоторых случаях отмечено также формирование текстур рекристаллизации.

В металлах с гранецентрированной кубической решеткой уменьшение энергии дефекта упаковки ведет к изменению текстуры от B / B{112}(110) к A / A{111}(110) и к существенному ослаблению ее интенсивности. Предположено, что данные эффекты связаны с затруднением поперечного скольжения и формированием двойников отжига.

Образование наиболее сильных текстур зафиксировано при сварке магниевых сплавов. Предположено, что данный эффект связан с относительно небольшим числом систем скольжения, задействованных в пластическом течении. Ослабление текстуры в металлах с гексагональной плотноупакованной решеткой отмечено при увеличении числа систем скольжения, а также при усложнении деформации вследствие наличия вторичной фазы.

На основе текстурного анализа можно заключить, что в ходе сварки металлов с объемно-центрированной кубической решеткой преобладает скольжение по плоскости {112}. Среди металлов с гексагональной плотно-упакованной решеткой, в магниевых сплавах доминирующим является базисное скольжение, в технически чистом титане — призматическое скольжение, а в циркониевом сплаве Zircaloy-4 задействованы оба семейства скольжения.

Автор считает своим долгом выразить благодарность Prof. Y.S. Sato, Prof. H. Kokawa и профессору А.В. Корзникову за обсуждение полученных результа-

тов и научные консультации, Dr. Y. Zhang, Dr. H. Some-kawa, Dr. U.F.H.R. Suhuddin, Dr. J. Jeon, Dr. K. Masaki, A. Honda, T. Sakuma, Y. Nagahama и K. Inagaki за помощь в проведении экспериментов. Автор также очень признателен к.ф.-м.н. Т.Н. Коньковой за помощь в подготовке статьи.

Литература

1. Миронов С.Ю. Формирование зеренной структуры при сварке трением с перемешиванием // Физ. мезомех. - 2014. - Т. 17. -№ 1. - C. 103-113.

2. Fonda R.W., Knipling K.E. Texture development in friction stir welds // Sci. Tech. Weld. Joint. - 2001. - V. 16. - No. 4. - P. 288-294.

3. Sato Y.S., Kokawa H., Ikeda K, Enomoto M., Jogan S., Hashimoto T. Microtexture in the friction-stir weld of an aluminum alloy // Metal. Mater. Trans. A. - 2001. - V. 32. - P. 941-948.

4. Park S.H.C., Sato Y.S., Kokawa H. Basal plane texture and flow pattern in friction stir weld of a magnesium alloy // Metal. Mater. Trans. A. - 2004. - V. 34. - P. 987-994.

5. ParkS.H.C., Sato Y.S., Kokawa H. Effect of micro-texture on fracture location in friction stir weld of Mg alloy AZ61 during tensile test // Scripta Mater. - 2003. - V. 49. - P. 161-166.

6. Chang C.I., Lee C.J., Huang J.C. Relationship between grain size and Zener-Holloman parameter during friction stir processing in AZ31 Mg alloys // Scripta Mater. - 2004. - V. 51. - P. 509-514.

7. Suhuddin U.F.H.R., MironovS., Sato Y.S., KokawaH., Lee C.-W. Grain

structure evolution during friction stir welding of AZ31 magnesium alloy // Acta Mater. - 2009. - V. 57. - P. 5406-5418.

8. Reynolds A.P., Hood E., Tang W. Texture in friction stir welds of Ti metal 21S // Scripta Mat. - 2005. - V. 52. - P. 491-494.

9. Mironov S., Masaki K., Sato Y.S., Kokawa H. Texture produced by abnormal grain growth in friction stir-welded aluminum alloy 1050 // Metall. Mat. Trans. A. - 2013. - V. 44. - P. 1153-1157.

10. Pouchou J.-L., Boivin D., Renollet Y., Gallais C. Large-field EBSD mapping: Application to the microstructure of a friction stir welding nugget // Microchim. Acta. - 2004. - V. 145. - P. 171-176.

11. Fonda R.W., Bingert J.F., Colligan K.J. Development of grain structure during friction stir welding // Scripta Mater. - 2004. - V. 51. -P. 243-248.

12. Inagaki K., Mironov S., Sato Y.S., Fujii H.T., Kokawa H. Effect of tool rotational speed on microstructure of friction stir welded copper // Proc. 93rd National Meeting of Japanese Welding Society, Okayama,

Japan, 2-4 September 2013. - Osaka: Nippon Print. Publ. Co. Ltd., 2013. - P. 213.

13. Jeon J., Mironov S., Sato Y.S., Kokawa H., Park S.H.C., Hirano S. Friction-stir spot welding of single crystal austenitic stainless steel // Acta Mater. - 2011. - V. 59. - P. 7439-7449.

14. Jeon J., Mironov S., Sato Y.S., Kokawa H., Park S.H.C., Hirano S. Grain structure development during friction stir welding of single-crystal austenitic stainless steel // Metall. Mat. Trans. A. - 2013. -V. 44. - P. 3157-3166.

15. Mironov S., Sato Y.S., Kokawa H. Structural response of super-austenitic stainless steel to friction stir welding // Acta Mater. - 2011. -V. 59. - P. 5472-5481.

16. Mironov S., Sato Y.S., Kokawa H. Microstructure evolution during friction stir processing of pure iron // Acta Mater. - 2008. - V. 56. -P. 2602-2614.

17. Mironov S., Sato Y.S., Kokawa H. Microstructural evolution during friction stir welding of Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2010. - V. 527. - P. 7498-7504.

18. Mironov S., Motohashi Y., Kaibyshev R., Somekawa H., Mukai T., Tsuzaki K. Development of grain structure during friction stir welding of a ZK60 magnesium alloy // Mater. Trans. - 2009. - V. 50. -No. 3. - P. 610-617.

19. Mironov S., Sato Y.S., Kokawa H. Development of grain structure during friction stir welding of pure titanium // Acta Mater. - 2009. -V. 57. - P. 4519-4528.

20. Sato Y.S., Nagahama Y., Mironov S., Kokawa H., Park S.H.C., Hirano S. Microstructural studies of friction stir welded Zircaloy-4 // Scripta Mater. - 2012. - V. 67. - P. 241-244.

21. Beausir B., Toth L.S., Neale K.W. Ideal orientations and persistence characteristics of hexagonal close packed crystals in simple shear // Acta Mater. - 2007. - V. 55. - P. 2695-2705.

22. Mironov S., Yang Q., Takahashi H., Takahashi I., Okamoto K., Sato Y.S., Kokawa H. Specific character of material flow in near-surface layer during friction stir processing of AZ31 magnesium alloy // Metal. Mater. Trans. A. - 2010. - V. 41. - P. 1016-1024.

23. Mishra R.S., Ma Z.Y. Friction stir welding and processing // Mater. Sci. Eng. R. - 2005. - V. 50. - P. 1-78.

24. Suhuddin U.F.H.R., Mironov S., Sato Y.S., Kokawa H. Grain structure and texture evolution during friction stir welding of thin 6016 aluminum alloy sheets // Mater. Sci. Eng. A. - 2010. - V. 527. -P. 1962-1969.

25. Prangnell P.B., Heason C.P. Grain structure formation during friction stir welding observed by the "stop action technique" // Acta Mater. - 2005. - V. 53. - P. 3179-3192.

Поступила в редакцию 20.11.2013 г.

Сведения об авторе

Миронов Сергей Юрьевич, к.ф.-м.н., нс ИПСМ РАН, нс Университета Тохоку, s-72@mail.ru, smironov@material.tohoku.ac.jp