Possibility of application of the ARDS method for obtaining permanent joints of composite materials reinforced with highly dispersed phase of titanium carbide obtained on the basis of aluminum-magnesium alloys

Full Text

ВВЕДЕНИЕ

Наиболее перспективным способом повышения механических характеристик традиционных алюминиевых сплавов является введение в их состав армирующей фазы, в качестве которой чаще всего используют керамические соединения – оксиды, карбиды, нитриды, бориды и т. д. [1, 2]. Для алюминиевой матрицы наиболее подходящей фазой является карбид титана, имеющий максимально близкие к алюминию параметры кристаллической решетки и обладающий высокой твердостью, модулем упругости, низкой плотностью и хорошей смачиваемостью [3, 4]. Наиболее распространенным способом получения таких алюмоматричных композиционных материалов (АМКМ) является метод механического замешивания частиц в расплав алюминия, однако такой подход исключает возможность получения фазы карбида титана высокой дисперсности, поскольку вводимые частицы склонны к агломерированию, а также зачастую содержат примесные адсорбированные соединения, которые препятствуют полноценному усвоению в расплаве. Учитывая перечисленные выше факторы, наиболее целесообразным вариантом является формирование дисперсных частиц карбида титана непосредственно в расплаве, из исходных элементных порошков титана и углерода или их соединений [5-7]. Данная технология, основанная на методе самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС), разработана и применяется на кафедре «Металловедение, порошковая металлургия, наноматериалы» Самарского государственного технического университета. По результатам проведенных исследований уже была показана возможность успешного синтеза композиционных материалов составов Al-10%TiC, Al-5%Cu-10%TiC, Al-5%Cu-2%Mn-10%TiC и др., отличающихся повышенными механическими характеристиками [8, 9].

Обзор современных публикаций показал, что наблюдается устойчивая тенденция по армированию фазой карбида титана промышленных сплавов [10]. Например, в исследовании [11] в состав алюминиевого сплава 2014 вводилась лигатура Al-10%TiC, что способствовало увеличению прочности со 118 до 147 МПа, а твердости – с 61 до 94 HV. В работе [12] методом механического замешивания был получен композиционный материал на основе сплава АМг1, содержащий 5 масс.% SiC. Увеличение прочностных характеристик алюминиево-магниевых сплавов чрезвычайно актуально, поскольку они широко используются благодаря невысокой стоимости, хорошей деформируемости, коррозионной стойкости и свариваемости, но при этом не отличаются прочностью [13]. Сплавы серии АМг дополнительно упрочняют с помощью пластической деформации, однако применение наклепа приводит к снижению пластичности, поэтому окончательным этапом является проведение отжига, который предназначен для частичного или полного снятия деформационного упрочнения, в результате чего наблюдается снижение прочности [14, 15]. На основании полученных данных, по результатам литературного обзора на кафедре «Металловедение, порошковая металлургия, наноматериалы» были проведены исследования по получению методом СВС композиционных материалов АМг2-10%TiC и АМг6-10%TiC. В работах [16, 17] показана возможность синтеза АМКМ АМг2-10%TiC и АМг6-10%TiC с повышенными характеристиками твердости, микротвердости и прочности.

Сплавы АМг2 и АМг6 относят к сплавам, подвергаемым сварке методом АРДС. Однако следует отметить, что процесс дуговой сварки АМКМ сопровождается такими проблемами, как: неблагоприятное влияние армирующей фазы на поведение дугового разряда; перераспределение армирующей фазы в сварном шве; растворение армирующей фазы в сварочной ванне; низкая текучесть ванны композиционного материала [18–20]. В работе [21] отмечается, что использование дуговой сварки с присадочным материалом позволяет снизить искажение дуги, вызванное присутствием армирующей фазы карбида кремния. В работах [18, 19] проводились исследования сварки неплавящимся электродом в среде аргона литых АМКМ, армированных частицами SiC, Al₂O₃, Si₃N₄. Установлено, что керамический наполнитель сохраняется в металле шва, однако его распределение в матрице зависит от режимов сварки. Также отмечается, что твердость сварных швов оказывается выше твердости исходного АМКМ. Авторами работы [22] отмечается, что при сварке неплавящимся электродом пластин АМКМ 76х40х9 мм полученные швы характеризовались большой пористостью и появлением горячих трещин. Интенсивное порообразование при аргонодуговой сварке АМКМ также подтверждается в работах [18, 19]. В работе [23] при АРДС КМ АЛ25+18%SiC установлено, что сварочная ванна имеет большую вязкость в связи с наличием частиц армирующей фазы. Однако проблема недостаточной жидкотекучести может быть устранена применением присадочных материалов. Например, в работе [23] проводили дуговую сварку композиционного материала АМг5+12%SiC толщиной 3 мм с использованием присадочной проволоки марки 5356, рабочий ток сварки I_св = 150 А, V_св = 10-12 м/ч. В результате получены сварные соединения с полным проплавлением и нормальным формированием шва.

В связи с перечисленными проблемами и методами их решения, целью данной работы было поставлено получение сварных соединений методом аргонодуговой сварки неплавящимся электродом на основе алюмоматричных композиционных материалов АМг2-10%TiC и АМг6-10%TiC с использованием присадочного прутка марки 5356 и сравнение структуры и свойств сварных образцов АМКМ со сварными образцами матричных сплавов АМг2 и АМг6, полученных по одинаковым режимам.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Методы и материалы

Методика получения композиционных материалов, армированных высокодисперсной фазой карбида титана на основе промышленных сплавов АМг2 и АМг6, полученных методом СВС в расплаве, приведена в работах [16, 17]. Для исследования возможности получения неразъемных соединений композиционных материалов АМг2-10%TiC и АМг6-10%TiC методом АРДС были подготовлены два вида образцов в соответствии с ГОСТ 14806-80 (рисунок 1). Перед проведением сварки производилась зачистка поверхности образцов путем фрезерной обработки. В качестве присадочного материала использовался алюминиевый пруток марки 5356 (таблица 1). Для проведения сварочных работ был использован сварочный аппарат марки CEBORA WIN TIG AC-DC 180M. Рабочий ток сварки на пластинах составлял 80-100 А, на цилиндрах – 20-40 А. Для выявления микроструктуры проводили травление образцов раствором 50% HF+50% HNO₃ в течение 10-15 сек. Металлографический и микрорентгеноспектральный анализы осуществляли на растровом электронном микроскопе Jeol JSM-6390A. Количество армирующей фазы в различных зонах сварных соединений оценивалось путем обработки изображений при помощи программы ImageJ. Оценка качества швов методами неразрушающего контроля производилась в соответствии с ГОСТ ISO 17635-2018, ГОСТ ISO 17636-1-2017, ГОСТ Р ИСО 6520-1-2012. Радиографический контроль сварных соединений (ГОСТ 7512-86) производился на аппарате марки РУП 150/300, режим просвечивания представлен в таблице 2. Для контроля соединений из алюминиевых сплавов применялась промышленная рентгеновская пленка KODAK 7200 ASTM E 1815-18 класс I мелкозернистой структуры с повышенной контрастностью. Для измерения изображений дефектов размером до 1,5 мм применяли измерительную лупу (ГОСТ 25706-83), а для дефектов более 1,5 мм – прозрачную измерительную линейку. Оценка механических свойств сварных соединений производилась по ГОСТ 57180-2016. Измерение твердости сварных соединений проводилось по Бринеллю (НВ) на твердомере ЗИП ТК-2М по методу Бринелля (ГОСТ 9012-59): установленная нагрузка 100 кгс, диаметр шарика 2,5 мм, время нагружения 20 сек. Испытания на растяжение проводились на разрывной машине Inspekt 200 на образцах, вырезанных поперек сварного шва, по ГОСТ Р ИСО 4136-2009. Испытания на одноосное сжатие осуществлялись на испытательной машине Instron 5988 по ГОСТ 25.503-97 на образцах III типа. Испытания на статический изгиб проводились в соответствии с ГОСТ 6996-66 (ИСО 4126-89) на образцах, вырезанных поперек шва. Оценка коррозионной стойкости сварных соединений производилась в среде (ГОСТ 58346-2019): водный раствор 5 % NaCl, газовая фаза 1 МПа CO₂, 0,5 МПа H₂S, 3,5 МПа N₂. Температура испытаний составляла 80 ℃, длительность – 240 часов, общее давление – 5 МПа.

 

Рисунок 1. Вид сварных образцов, подготовленных под сварку методом TIG: а) цилиндрические образцы; б) пластины.

 

Таблица 1. Химический состав присадочного прутка марки 5356.

Марка	Содержание элемента, масс. %
	Al	Cr	Cu	Fe	Mg	Mn	Ti	Zn
5356	основа	0,05-02	0,05	0,25	4,5-5,5	0,1-0,2	0,06-0,2	0,1

 

Таблица 2. Режим просвечивания при радиографическом контроле.

Параметр	Значение
Напряжение на трубке	70 В
Сила тока на трубке	7 А
Время просвечивания	12 сек
Расстояние до образца	75 см

 

Результаты микроструктурного и микрорентгеноспектрального анализов сварных образцов приведены на рисунках 2-7.

 

Рисунок 2. Микроструктуры сварного соединения АМг2: а) зона шва; б) зона термического влияния; в) зона основного металла.

 

Рисунок 3. Микроструктуры сварного соединения АМг2-10%TiC: а) зона шва; б) зона термического влияния; в) зона основного металла.

 

Рисунок 4. Микрорентгеноспектральный анализ сварного соединения АМг2-10%TiC в зоне шва.

 

Рисунок 5. Микроструктуры сварного соединения АМг6: а) зона шва; б) зона термического влияния; в) зона основного металла.

 

Рисунок 6. Микроструктуры сварного соединения АМг6-10%TiC: а) зона шва; б) зона термического влияния; в) зона основного металла.

 

Рисунок 7. Микрорентгеноспектральный анализ сварного соединения АМг6-10%TiC в зоне шва.

 

Микроструктурный анализ сварного образца АМг2 показывает присутствие незначительной пористости в зоне шва, вызванной оплавлением зерен магния в результате воздействия высоких температур в процессе сварки и отсутствия нагартовки (рисунок 2, а).

Микроструктурный анализ сварного образца АМг2-10%TiC также показывает присутствие пор, однако их количество незначительно и присутствует в зоне термического влияния (рисунок 3б) и зоне основного металла (рисунок 3в). Присутствие пор в зоне основного металла вызвано активным газовыделением в процессе СВС и, по данным работы [16], составляет 1 %. Наличие пор в зоне термического влияния может быть связано с воздействием высоких температур в процессе сварки, а также образованием оксидов алюминия и магния. Также, по результатам микроструктурного анализа, армирующая фаза карбида титана присутствует во всех трех зонах, однако наибольшее количество расположено в зоне основного металла и убывает по мере приближения к зоне сварного шва, что подтверждается результатами работ [19, 20] и отображено в таблице 3. Данное явление связано с тем, что в процессе кристаллизации сварочной ванны перераспределение армирующего наполнителя происходит вследствие оттеснения фронтом растущей твердой фазы в центральную часть шва.

 

Таблица 3. Распределение армирующей фазы TiC в различных зона сварного соединения.

АМг2-TiC	Зона сварного шва	Зона термического влияния	Зона основного металла
	5%	7%	9%

 

По результатам микрорентгеноспектрального анализа (рисунок 4) в зоне сварного шва обнаружены элементы Al, Ti и С, что подтверждает присутствие армирующей фазы TiC в зоне сварного шва.

Микроструктурный анализ сварного образца АМг6, в отличие от сварного образца АМг2, показывает наличие пор во всех трех зонах (рисунок 5).

Микроструктурный анализ сварного образца АМг6-10%TiC также характеризуется наличием пор, однако их количество незначительно и присутствует в зоне термического влияния (рисунок 6б) и зоне основного металла (рисунок 6в). Присутствие пор в зоне основного металла вызвано активным газовыделением в процессе СВС и, по данным работы [17], составляет 1 %. Также по результатам микроструктурного анализа армирующая фаза карбида титана присутствует во всех трех зонах. Следует отметить, что наибольшее количество армирующего наполнителя располагается в зоне основного металла и уменьшается по мере приближения к сварному шву, что отражено в таблице 4.

 

Таблица 4. Распределение армирующей фазы TiC в различных зона сварного соединения.

АМг6-TiC	Зона сварного шва	Зона термического влияния	Зона основного металла
	5%	7%	10%

 

По результатам микрорентгеноспектрального анализа (рисунок 7) в зоне сварного шва обнаружены элементы Al, Ti, С, Mg и Mn. Таким образом, подтверждается присутствие армирующей фазы TiC в зоне сварного шва.

Результаты визуально-измерительного контроля приведены в таблице 5.

 

Таблица 5. Результаты визуально-измерительного контроля.

Образец	Геометрические параметры шва, мм
	Ширина шва	Выпуклость лицевой стороны	Выпуклость обратной стороны	Вогнутость корня шва	Глубина подреза	Глубина впадин	Размер пор
АМг2	9,4	0,94	0,25	0,1	-	-	0,1-0,5
АМг2-10%TiC	9,9	2,18	0,15	0,1	-	0,1	0,1-1,2
АМг6	7,95	1,82	0,2	0,1	0,1	0,1	0,1-1,1
АМг6-10%TiC	10,3	1,58	0,1	0,1	-	0,2	0,1-1,2

 

Анализируя результаты ВИК, становится очевидно, что во всех образцах присутствует незначительное количество пор, однако их размер не превышает 1,2 мм, а занимаемая площадь – не более 10 %, что не окажет негативного влияния на механические свойствах неразъемных соединений [25].

Результаты радиографического контроля представлены на рисунке 8.

 

Рисунок 8. Радиографический контроль сварных образцов: а) АМг2; б) АМг2-10%TiC; в) АМг6; г) АМг6-10%TiC.

 

По результатам РК выявлено два типа дефектов: поры и непровары. Поры располагаются преимущественно в корне шва, а их средний размер составляет не более 1 мм. Так как суммарная площадь пор составляет не более 5 % от площади сечения шва, то данный дефект не оказывает негативного влияния на статическую прочность сварных соединений. Следует отметить, что поры в АМКМ располагаются преимущественно в центральной зоне сварного шва и имеют размер менее 100 мкм, что подтверждается результатами работы [22]. Также во всех образцах присутствует скрытый дефект – непровар. Протяженность непроваров составляет 1/3 образца (~20 мм), однако в образцах АМг2 и АМг6-10%TiC непровар наблюдается по всей длине шва, что окажет негативное влияние на механические свойствах сварных соединений (↓30 %), особенно прочности на растяжение.

Для оценки влияния наличия непроваров в неразъемных соединениях все образцы были подвержены испытаниям по разрушающим методам контроля, а именно: на растяжение, изгиб, ползучесть, сжатие, твердость [24]. Результаты оценки твердости сварных образцов в различных зонах представлены в таблице 6.

 

Таблица 6. Твердость в различных зонах сварных соединений.

Образец	Твердость образцов в различных зонах, НВ, МПа
	Исходный образец	Зона сварного шва	Зона термического влияния	Зона основного металла
АМг2	509	644 (↑26 %)	510	594 (↑17 %)
АМг2-10%TiC	594	699 (↑17 %)	550 (↓8 %)	624 (↑5 %)
АМг6	830	761 (↓8 %)	761 (↓8 %)	761 (↓8 %)
АМг6-10%TiC	909	761 (↓16 %)	830 (↓9 %)	830 (↓9 %)

 

При оценке твердости в сварном образце АМг2 наблюдается прирост твердости в зоне сварного шва и зоне основного металла. В зоне термического влияния показатели твердости не претерпевают изменений. В сварном образце АМг2-10%TiC так же, как и в предыдущем случае, в зоне сварного шва и зоне основного металла наблюдается прирост твердости, что подтверждается результатами работы [20]. В зоне термического влияния твердость падает незначительно, однако следует отметить, что показатели значительно выше, чем в случае матричной основа АМг2. Прирост твердости в зоне основного металла в обоих образцах может быть связан с образованием β-фазы состава Al₃Mg₂, вызванного нагревом, что подтверждается работами [16, 17]. В сварных образцах АМг6 и АМг6-10%TiC наблюдается падение твердости во всех трех зонах. Так как магний в данных образцах присутствует в большем количестве, чем в образцах на основе сплава АМг2, падение твердости может быть связано с оплавлением зерен Mg вследствие воздействия высоких температур [13].

Результаты испытаний сварных соединений на одноосное статическое сжатие представлены в таблице 7.

 

Таблица 7. Результаты механических испытаний сварных образцов на одноосное статическое сжатие.

Образец	В исходном состоянии				После сварки
	Предел текучести, σт, МПа	Отн. деф., %	Степень деформации, ε0	Коэф. уковки	Предел текучести, σт, МПа	Отн. деф., %	Степень деформации, ε0	Коэф. уковки
АМг2	281	62	32	1,5	300 (↑7 %)	68	63	2,7
АМг2-10%TiC	271	60	25	1,3	340	64	60	2,5
АМг6	401	31	44	1,8	392	46	54	2,2
АМг6-10%TiC	403	19	39	1,7	364	37	56	2,3

 

Внешний вид неразъемных соединений материалов АМг2 и АМг2-10%TiC после испытаний на одноосное статическое сжатие: присутствие трещин наблюдается на боковых поверхностях образцов и в небольшом количестве. На образцах АМг6 и АМг6-10%TiC трещины присутствуют также на боковой поверхности, однако их глубина и количество больше, чем в предыдущем случае.

Данные из таблицы 7 свидетельствуют о том, что на образцах АМг2 и АМг2-10%TiC после сварки наблюдается повышение предела текучести в сравнении с образцами в литом состоянии. Данное явление может быть обусловлено повышенными значениями твердости и прочности присадочного материала в связи с большим количество магния в составе (~ 5 %). На образцах АМг6 и АМг6-10%TiC после сварки наблюдается незначительное падение предела текучести по сравнению с образцами в литом состоянии. Данное явление также объясняется чуть меньшим содержанием магния в присадочном материале, чем в основном металле.

Результаты испытаний на одноосное статическое растяжение и статический изгиб представлены в таблице 8.

 

Таблица 8. Результаты механических испытаний сварных образцов на одноосное статическое растяжение и статический изгиб.

Образец	Предел прочности при разрыве, МПа		Коэффициент прочности сварного соединения, φW	N*, кгс	Угол появления первых трещин при изгибе, град.
	Литой образец	Сварной образец
АМг2	246	66 (↓30 %)	0,22	337	21
АМг2-10%TiC	158	134 (↓25 %)	0,68	682	45
АМг6	367	68 (↓81 %)	0,15	348	5
АМг6-10%TiC	180	120 (↓33 %)	0,53	607	9

* – допустимое действительное усилие при растяжении на 1 см качественного шва при толщине пластины 5 мм.

 

Внешний вид излома после испытаний на растяжение сварного образца АМг2 можно охарактеризовать хрупким (блестящий, крупнозернистый излом), разрыв материала происходит по центру шва и имеет «рваный» вид. Внешний вид излома сварного образца АМг2-10%TiC после разрыва имеет матовую и мелкозернистую структуру, следовательно, материал менее хрупкий, что подтверждается результатами в таблице 7, разрыв образца также происходит по центру шва. В отличие от предыдущих образцов, разрыв сварного образца АМг6 произошел по кромке сварного шва. Анализируя внешний вид излома образца АМг6-10%TiC после испытаний на растяжение можно сделать вывод, что материал является менее хрупким, чем матричная основа АМг6, так как излом матовый и имеет мелкозернистый вид, разрыв происходит по центру шва. Следует отметить, что в изломах сварных образцов АМг2-10%TiC и АМг6-10%TiC виден дефект сварного соединения – непровар, который ранее был также определен по результатам РК (рисунок 8, б, г). Как и было спрогнозировано, присутствие непровара приводит к снижению прочности алюминиевых сплавов прямо пропорционально глубине этого непровара, в данном случае, – примерно на 30 %, кроме образца АМг6, где падение прочностных характеристик составляет порядка 80 %.

При испытаниях на изгиб первые трещины на матричном сплаве АМг2 появились при достижении угла в 21 ° между ребрами пластины в центре сварного шва. На композиционном материале АМг2-10%TiC первые трещины при испытании на изгиб появились при достижении угла в 45 ° между ребрами пластины в зоне термического влияния, что говорит о хорошей прочности сварного соединения. На матричном сплаве АМг6 первые трещины появились при достижении угла в 5 ° между ребрами пластины в центре сварного шва. При испытаниях на изгиб первые трещины на композиционном материале АМг6-10%TiC появились при достижении угла в 9 ° между ребрами пластины по кромке сварного шва, по всей длине пластины, что говорит о плохом качестве сплавления материала шва и основного металла.

Результаты испытаний на определение коррозионной стойкости представлены в таблице 9. Анализируя полученные результаты, очевидно, что наличие сварного соединения не приводит к падению уровня коррозионной стойкости материалов.

 

Таблица 9. Результаты испытаний сварных образцов на коррозионную стойкость.

Образец	Параметр
	Изменение толщины, ∆L, м	Скорость коррозии, V, г/м2•ч	Глубинный показатель коррозии, π, мм/год
АМг2Н	0,058	0,666	0,0021
АМг2 (св.)	0,056	0,670	0,0021
АМг2-10%TiC	0,350	0,416	0,0014
АМг2-10%TiC (св.)	0,350	0,415	0,0014
АМг6Н	0,082	0,962	0,0030
АМг6 (св.)	0,099	1,049	0,0035
АМг6-10%TiC	0,057	0,627	0,0027
АМг6-10%TiC (св.)	0,068	0,724	0,0028

 

ЗАКЛЮЧЕНИЕ И ВЫВОДЫ

Таким образом, по результатам работы можно сделать следующие выводы:

1. Показана возможность применения метода АРДС для получения сварных соединений композиционных материалов АМг2-10%TiC и АМг6-10%TiC. Методами металлографического анализа установлено присутствие армирующей фазы карбида титана не только в зоне основного металла, но также в зоне термического влияния и зоне сварного шва. Установлено, что присутствие армирующей фазы в зоне сварного шва примерно в 2 раза меньше, чем в зоне основного металла. Методами неразрушающего контроля выявлено присутствие незначительного количества пор и присутствие непроваров во всех сварных образцах (АМг2, АМг2-10%TiC, АМг6, АМг6-10%TiC). Методами разрушающего контроля показано, что сварные образцы на основе композиционных материалов АМг2-10%TiC и АМг6-10%TiC показывают более высокие механические свойства, чем сварные образцы АМг2 и АМг6. Доказано, что падение предела прочности при растяжении прямо пропорционально глубине непровара, таким образом, представляется возможным спрогнозировать свойства конечного изделия. Установлено, что наличие сварного шва не приводит к падению коррозионной стойкости композиционных материалов и их матричных основ.
2. По результатам проведенного исследования выявлено, что применение метода АРДС для получения неразъемных соединений композиционных материалов возможно в случае материала АМг2-10%TiC, однако не рекомендуется на композите состава АМг6-10%TiC, так как наблюдается значительное падение механических характеристик. В целом, полученные данные позволяют рекомендовать использовать неразъемные соединения, полученные с использованием метода АРДС, на основе композита АМг2-10%TiC для работы в условиях сжимающих нагрузок и агрессивных сред, однако не рекомендуется использование в условиях растягивающих и изгибающих напряжений.

About the authors

Yulia V. Sherina

Samara State Technical University

Author for correspondence.
Email: yulya.makhonina.97@inbox.ru

Post-graduate Student

Russian Federation, Samara

Alfiya R. Lutz

Samara State Technical University

Email: yulya.makhonina.97@inbox.ru

Candidate of Technical Sciences, Associate Professor

Russian Federation, Samara

Maxim V. Bogatov

LLC Scientific and Production Center Samara

Email: yulya.makhonina.97@inbox.ru

Engineer of 1 category

Russian Federation, Samara

Evgeny N. Golubovskiy

OJSC Metallist-Samara

Email: yulya.makhonina.97@inbox.ru

Deputy Chief Metallurgist

Russian Federation, Samara

References

Supplementary files