Возможность применения метода АРДС для получения неразъемных соединений композиционных материалов, армированных высокодисперсной фазой карбида титана, полученных на основе алюминиево-магниевых сплавов
- Авторы: Шерина Ю.В.1, Луц А.Р.1, Богатов М.В.2, Голубовский Е.Н.3
-
Учреждения:
- Самарский государственный технический университет
- ООО «Научно-производственный центр Самара»
- ОАО «Металлист-Самара»
- Выпуск: Том 20, № 1 (2024)
- Страницы: 51-61
- Раздел: НОВЫЕ МАТЕРИАЛЫ И ТЕХНОЛОГИИ
- URL: https://vestnikugrasu.org/byusu/article/view/630392
- DOI: https://doi.org/10.18822/byusu20240151-61
- ID: 630392
Цитировать
Полный текст
Аннотация
Предмет исследования: возможности применения метода аргонодуговой сварки (АРДС) для получения неразъемных соединений композиционных материалов АМг2-10%TiC и АМг6-10%TiC.
Цель исследования: 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.
Методы исследования: проведены исследования по контролю видимых и скрытых дефектов, металлографический анализ, а также оценка механических свойств сварных соединений. Установлено, что уровень свариваемости методом АРДС композиционных материалов АМг2-10%TiC и АМг6-10%TiC находится на уровне свариваемости АРДС матричных сплавов АМг2 и АМг6.
Основные результаты исследования: показано, что при использовании метода АРДС возможно дислоцирование армирующих частиц карбида титана в композиционных материал АМг2-10%TiC и АМг6-10%TiC из зоны основного металла в зону термического влияния, а также зону сварного шва. Установлено, что наличие сварного соединения в композиционном материале АМг2-10%TiC приводит к повышению твердости и предела текучести.
Ключевые слова
Полный текст
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 Iсв = 150 А, Vсв = 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:
- 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.
- 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.
Об авторах
Юлия Владимировна Шерина
Самарский государственный технический университет
Автор, ответственный за переписку.
Email: yulya.makhonina.97@inbox.ru
аспирант
Россия, СамараАльфия Расимовна Луц
Самарский государственный технический университет
Email: yulya.makhonina.97@inbox.ru
кандидат технических наук, доцент
Россия, СамараМаксим Валерьевич Богатов
ООО «Научно-производственный центр Самара»
Email: yulya.makhonina.97@inbox.ru
инженер
Россия, СамараЕвгений Николаевич Голубовский
ОАО «Металлист-Самара»
Email: yulya.makhonina.97@inbox.ru
заместитель главного металлурга
Россия, СамараСписок литературы
- Панфилов, А. А. Проблемы и перспективы развития производства и применения алюмоматричных композиционных сплавов / Е. С. Прусов, В. А. Кечин. – Текст: непосредственный // Труды нижегородского государственного технического университета им. Р. Е. Алексеева. – 2013. – № 2 (99). – С. 210–217.
- Михеев, Р. С. Алюмоматричные композиционные материалы с карбидным упрочнением для решения задач новой техники / Р. С. Михеев, Т. А. Чернышова. – М.: Издание РФФИ, 2013. – 356 с. – Текст: непосредственный.
- Pandey U., Purohit R., Agarwal P., Dhakad S.K., Rana R.S. Effect of TiC particles on the mechanical properties of aluminium alloy metal matrix composites (MMCs) // Materials Today: Proceedings. 2017. № 4. рp. 5452-5460.
- Zhou D., Qiu F., Jiang Q. The nano-sized TiC particle reinforced Al–Cu matrix composite with superior tensile ductility // Mater. Sci. Eng. A. 2015. № 622. рр. 189–193.
- Nath H., Amosov A. P. SHS amidst other new processes for in-situ synthesis of Al-matrix composites: A review // Int. Journal of Self-Propagating High-Temperature Synthesis. 2016. №. 25. рр. 50–58.
- Pramod S.L., Bakshi S.R., Murty B.S. Aluminum-based cast in situ composites: A Review // J. Mater. Eng. Perform. 2015. №. 24(6). рр. 2185–2207.
- Chaubey A.K., Prashanth K.G., Ray N., Wang Z. Study on in-situ synthesis of Al-TiC composite by self - propagating high temperature synthesis process // MSAIJ. 2015. №. 12. рр. 454–461.
- Амосов, А. П. Применение различных порошковых форм углерода для армирования алюмоматричных композиционных материалов углеродом и карбидом титана (обзор) / А. П. Амосов, А. Р. Луц, А. Д. Рыбаков, Е. И. Латухин. – Текст: непосредственный // Известия вузов. Цветная металлургия. – 2020. – № 4. – С. 44–64.
- Луц, А. Р. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез наноструктурных композиционных сплавов (Al–2%Mn)–10%TiC и (Al–5%Cu–2%Mn)–10%TiC при легировании порошковым марганцем / А. Р. Луц, А. П. Амосов, Е. И. Латухин. – Текст: непосредственный // Известия вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. – 2018. – №. 3. – С. 30–40.
- Lei Wang, Feng Qiu, Qinglong Zhao, Huiyuan Wang, Qichuan Jiang. Simultaneously increasing the elevated-temperature tensile and plasticity of in situ nano-sized TiCx/Al-Cu-Mg composites // Materials. 2017. №. 125. рр. 7-12.
- Anand Kumar, Manas Mohan Mahapatra, Pradeep Kumar Jha. Fabrication and Characterizations of Mechanical Properties of Al-4.5%Cu/10TiC Composite by In-Situ Method // Journal of Minerals and Materials Characterization and Engineering. 2012. №. 11. рр. 1075–1080.
- Курганова, Ю. А. Исследование механических свойств перспективных алюмоматричных композиционных материалов, армированных SiC и Al2O3 / Ю. А. Курганова, А. Г. Колмаков, Ицзинь Чэнь, С. В. Курганов. – Текст: непосредственный // Материаловедение. – 2021. – № 6. – С. 34–38.
- Колачев, Б. А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов / Б. А. Колачев, М. И. Елагин, В. А. Ливанов. – М.: МИСИС, 2001. – 432 с. – Текст: непосредственный.
- Белов, Н. А. Фазовый состав алюминиевых сплавов / Н. А. Белов. – М.: МИСИС, 2009. – 389 с. – Текст: непосредственный.
- Арзамасов, Б. Н. Материаловедение: учебник для вузов / Б. Н. Арзамасов, В. И. Макарова, Г. Г. Мухин, Н. М. Рыжов, В. И. Силаева. – М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2008. – 648 с. – Текст: непосредственный.
- Луц, А. Р. Влияние термической обработки на структуру и свойства композиционного материала АМг2-10%TiC, полученного методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза / А. Р. Луц, Ю. В. Шерина, А. П. Амосов, А. Д. Качура. – Текст: непосредственный // Материалы VI Всероссийской научно-практической конференции с международным участием, г. Пермь, 10–14 октября 2022 г. – С. 363–367.
- Шерина, Ю. В. Влияние армирования высокодисперсной фазой карбида титана и последующей термической обработки на структуру и свойства сплава АМг6 / Ю. В. Шерина, А. Р. Луц, П. Е. Кичаев, М. В. Богатов, А. П. Амосов. – Текст: непосредственный // Наукоемкие технологии в машиностроении. – 2023. – №. 5 (143). – С. 15–21.
- Чернышов, Г. Г. Дуговая сварка дискретно армированных композиционных материалов с алюминиевыми матрицами: структур и свойства / Г. Г. Чернышов, Т. А. Чернышова // Заготовительные производства в машиностроении. – 2004. – № 5. – С. 5–9.
- Чернышов, Г. Г. Влияние термического цикла дуговой сварки на структуру и свойства сварных швов дисперсно-наполненных металлокомпозитов / Г. Г. Чернышов, А. М. Рыбачук, Т. А. Чернышова и др. – Текст: непосредственный // Сварочное производство. – 2001. – № 11. – С. 7–13.
- Garcia R., Lopez V.H., Bedolla E., Manzano A. A comparative study of the MIG welding of Al/TiC composites usingчdirect and indirect electric arc processes // Journal of materials science. 2003. № 38. рр. 2771–2779.
- Черепивская, Е. В. Сварка плавлением дисперсно–упрочненных композиционных материалов на основе алюминия, содержащих частицы карбида кремния (обзор) / Е. В. Черепивская, В. Р. Рябов. – Текст: непосредственный // Автоматическая сварка. – 2002. – № 4. – С. 12–18.
- Urena A., Rodrigo P., Gil L., Escalera M.D., Baldonedo J.L. Interfacial reactions in an Al–Cu–Mg (2009)/SiCw composite during liquid processing. Part II. Arc welding // Journal of materials science. 2001. № 36. рр. 429 – 439.
- Рябов, В. Р. Исследование свариваемости дисперсно-упрочнённого композиционного материала Al + SiC / В. Р. Рябов, А. Н. Муравейник, В. П. Будник и др. – Текст: непосредственный // Автоматическая сварка. – 2001. – № 11. – С. 15–19.
- Овчинников, В. В. Дефектация сварных швов и контроль качества сварных соединений: учебник для студ. учреждений сред. проф. Образования / В. В. Овчинников. – М.: Издательский центр «Академия», 2017. – С. 224. – Текст: непосредственный.
- Пат.743175 США МКМ В 23 К 9/23, МКИ 219/137. Method of welding of metal matrix composites / Das. K. Bhadwan. Опубл. 21.06.88.