CC BY
32
УДК 621.791.14.01
DOI: 10.24412/0321-4664-2021-4-38-49
СВОЙСТВА ПРИ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ ОСНОВНОГО МЕТАЛЛА И СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ СПЛАВА 1565Ч, ВЫПОЛНЕННЫХ СВАРКОЙ ТРЕНИЕМ С ПЕРЕМЕШИВАНИЕМ
Александр Михайлович Дриц1, канд. техн. наук, Овчинников Виктор Васильевич2, докт. техн. наук, Денис Алексеевич Поляков 2
1Арконик - СМЗ, Москва, Россия, dritsam@gmail.com
2 Московский политехнический университет (Мосполитех), Москва, Россия
Аннотация. Исследованы механические свойства и структура листов из сплава 1565ч толщиной 1,2-5 мм и металла шва, полученного сваркой трением с перемешиванием, при повышенных и криогенных температурах испытаний.
Показано, что при размере зерна в сварном шве 5-8 мкм и температуре испытания выше 400 °C пластичность шва значительно выше, чем основного металла.
Повышение температуры испытания приводит к снижению прочностных свойств и росту пластичности, наиболее значительные изменения начинаются при температурах выше 150 °C. Со снижением температуры испытания происходит одновременный рост прочности и пластичности.
При испытании листов из сплава 1565ч с размером зерна 15-40 мкм и при комнатной температуре наблюдаются скачки деформации, которые при температуре испытаний выше 100-150 °C исчезают. Полученные результаты позволяют заключить, что при измельчении зерна от 40 до 7 мкм происходит последовательный переход от скачков типа С к типу А.
Установлено, что температура начала собирательной рекристаллизации для металла шва со средним размером зерна 5-8 мкм составляет примерно 470480 °C, в то время как для основного металла она находится на уровне 540 °C.
Ключевые слова: сплав 1565ч, листы, диаграмма растяжения, размер зерна, металл шва, относительное удлинение, рекристаллизация, температура начала рекристаллизации
Elevated-Temperature Properties of 1565ch Alloy Base Metal and Welded Joints Made by Friction Stir Welding. Cand. of Sci. (Eng.) Alexander M. Drits1, Dr. of Sci. (Eng.) Viktor V. Ovchinnikov2, Denis A. Polyakov 2
1Arconic - SMZ, Moscow, Russia, dritsam@gmail.com
2Moscow Polytechnic University (MosPolytech), Moscow, Russia
Abstract. Mechanical properties and structure of 1.2-5 mm thick sheets made of 1565ch alloy and those of the weld produced by the friction stir welding were investigated at elevated and cryogenic temperatures.
It was shown that the weld ductility is significantly higher than that of the base metal when the grain size in the weld metal is 5-8 ^m and the test temperature is above 400 °C.
An increase in the test temperature leads to a decrease in strength properties and an increase in plasticity. The most significant changes begin at temperatures above 150 °C. An increase in strength and ductility happens simultaneously with a decrease in the test temperature.
When testing sheets of 1565ch alloy with a grain size of 15-40 |im, abrupt changes in deformation are observed at room temperature as well. They disappear however at the test temperature above 100-150 °C. The obtained results allowed us to conclude that the grain refining (from 40 to 7 |im in the grain size) leads to a sequential transition from abrupt changes of the C type to the A type.
It was stated that the temperature of the beginning of accumulative recrystallization in the weld metal with an average grain size of 5-8 |im is approximately 470-480 °C, while in the base metal it is at the level of 540 °C.
Key words: 1565ch alloy, sheets, tensile stress-deformation diagram, grain size, weld metal, elongation, recrystallization, initial recrystallization temperature
Введение
Совершенствование технологий в авиационно-космической и транспортной индустрии является одним из приоритетных направлений развития науки и техники в Российской Федерации. Одно из таких направлений - развитие научных основ и сферы практического применения сварки трением с перемешиванием для получения неразъемных соединений алюминиевых сплавов в твердой фазе. Она находит все более широкое применение в судостроении, в коммерческом транспорте при изготовлении цистерн, вагонов, авиационной и космической технике [1-6]. Сварка трением с перемешиванием представляет собой метод сварки в твердофазном состоянии, в ходе которого специально сконструированный сварочный инструмент, состоящий из стержня и заплечика, вращаясь с очень большой угловой скоростью, внедряется в материал (например, стык двух листов) и, перемещаясь вдоль направления сварки, формирует сварное соединение.
В ходе СТП основной функцией заплечика является фрикционный разогрев материала. В свою очередь, стержень (пин) служит для механического перемешивания разогретого материала с целью получения сварного соединения. Для интенсификации процесса перемешивания на поверхность стержня обычно наносят резьбу.
Ключевыми параметрами СТП являются частота вращения сварочного инструмента и скорость сварки; в качестве важных параметров выступают величина прижимного давления, а также дизайн рабочего инструмента.
Показано, что температура процесса в зоне перемешивания определяется частотой вращения инструмента, в то время как продолжи-
тельность термического воздействия контролируется скоростью сварки [7-9]. Максимальная температура СТП алюминиевых сплавов может достигать 550 °С [10, 11], а в исключительных случаях - даже 600 °С, приводя к локальному оплавлению свариваемого материала [8].
Структура и свойства СТП-швов в значительной мере определяются характером пластического течения в ходе сварки. Согласно современным представлениям, данный процесс довольно сложный и в значительной мере зависит от дизайна сварочного инструмента.
В частности, пластическое течение в приповерхностном слое материала определяется заплечиком инструмента. Установлено, что влияние заплечиков может простираться на значительную глубину перемешиваемого материала, а схема деформации в этом случае близка к кручению под давлением [12]. С другой стороны, перемешивание глубинных слоев материала осуществляется пином. В этом случае схема деформации близка к простому сдвигу, причем в качестве поверхности сдвига выступает поверхность пина, а направление сдвига является тангенциальным к направлению его вращения.
Сочетание вращательного и трансляционного движений в ходе СТП обусловливает характерную анизотропию процесса пластического течения. Асимметрия пластического течения может приводить к существенному варьированию температурно-деформацион-ных условий внутри зоны сварного шва и, как следствие, неоднородности формируемой в нем микроструктуры [6].
В зоне перемешивания свариваемый материал подвергается очень большим пластическим деформациям при повышенных темпе-
ратурах, что обычно ведет к существенному измельчению зеренной структуры. Хотя процесс эволюции микроструктуры в ходе СТП алюминиевых сплавов является довольно сложным, в большинстве работ в качестве ее основного механизма отмечается непрерывная рекристаллизация [6, 13-15].
При сварке трением с перемешиванием сплава 1565ч, а также других сплавов этой системы легирования за счет измельчения зерна в сварном соединении метал шва имеет более высокие прочностные свойства, чем основной металл [16-18]. Это должно позволить проводить операции формообразования деталей из сварных листовых заготовок из данного сплава.
Цель настоящей работы - оценка свойств сварных соединений, полученных СТП из сплава 1565ч (металл шва) в сравнении с основным металлом при различных температурах, а также исследование стабильности свойств и структуры соединений к воздействию технологических нагревов и горячей деформации при формообразовании.
Материал и методики исследования
Исходным материалом для проведения исследований служили горячекатаные листы толщиной 5 мм и холоднокатаные листы толщиной 3 мм и 1,2 мм в состоянии после отжига при 360 °С в течение 1 ч из сплава системы А1-Мд-Мп марки 1565ч. Механические свойства указанных листов представлены в табл. 1.
Стыковые соединения заготовок исследуемых сплавов выполняли сваркой трением с перемешиванием на экспериментальной установке, созданной на базе модернизированного вертикального фрезерного станка с числовым программным управлением марки
MECOFCS-1040 (Италия) в комплекте со сбо-рочно-сварочной оснасткой.
Для отработки режимов СТП исследуемых материалов, спроектированы и изготовлены образцы инструментов, состоящие из хвостовика, штифта и прижимного бурта. Инструмент СТП со штифтом в виде усеченного конуса с резьбовой канавкой и тремя лысками под 120° обеспечивает его высокую механическую прочность в процессе сварки и внедрения. Прижимной бурт - плоский диаметром 16 мм с поднутрением 3°, обеспечивает направление свариваемого материала к корню шва.
Режим СТП (частота вращения инструмента, скорость перемещения инструмента, усилие прижима инструмента к свариваемым пластинам, угол наклона инструмента в плоскости свариваемого стыка) выбирали из условия получения плотного шва без дефектов и несплошностей (табл. 2).
Рентгеновское просвечивание сварных соединений пластин исследуемых материалов, выполненных СТП, выполняли на рентгеновской телевизионной системе ФИЛИН 1010 (Те-строн, г. Санкт-Петербург) с размером входного окна детектора 100 s 100 мм и разрешением 2048 s 2048 пикселей. Размер элемента изображения 48 мкм. Экспозиция осуществлялась с помощью компактного источника излучения ICM CP120, напряжение 70 кВ, ток 1,5 мА. Кадры получены в режиме накопления в течение 10 с.
Испытания на одноосное растяжение образцов, вырезанных из листов и шва, проводили по стандартной методике (ISO 6892-1, метод А) на универсальной испытательной машине LFM-100 фирмы Walter + BaiAG при
Таблица 1 Механические свойства листов из сплава 1565ч при 20 °С
Толщина, мм Средний размер зерна, мкм МПа ст0,2, МПа 8, %
1,2 15 340 193 29
3,0 30 338 163 27
5,0 40 350 165 25
Таблица 2
Режимы сварки трением с перемешиванием образцов из сплава 1565ч
Толщина, мм Частота вращения инструмента, об/мин Скорость сварки, мм/мин Угол наклона инструмента в плоскости стыка, град Усилие прижатия инструмента к поверхности деталей, кН
3,0 710 180-210 3 1,6-1,9
5,0 850 130-160 2 2,1-2,6
V
Л = 1 мм
Г
/
5 мм
28
33 мм
55 мм
10 мм
Рис. 1. Образец для испытаний на растяжение основного металла и металла шва
помощи программы для статических испытаний DionStat. Скорость растяжения при испытаниях составляла 5 мм/мин (начальная скорость деформации 3 • 10-3 с-1) на стадии упругой и пластической деформации. Для испытаний использовали образцы, вырезанные в продольном направлении как из основного металла, так и из сварного шва (рис. 1).
Испытывали по 3 образца на состояние для основного металла и металла шва. Средние значения условного предела текучести ст0,2, предела прочности ств и относительного удлинения 5 рассчитывали по результатам испытаний соответственно трех образцов на точку.
Угол изгиба определяли по ГОСТ 14019-2003 при 1 = 1,5£, где £ - толщина листа.
Микроструктуру образцов изучали с помощью металлографического микроскопа АхюуеК 200MMat в поляризованном свете. Микрошлифы готовили методами механической шлифовки и полировки. Затем для создания оптического контраста шлифы подвергали оксидированию в электролите при напряжении 20 В. Шлифы вырезали вдоль направления прокатки.
Горячую прокатку сварной заготовки листов проводили на лабораторном стане с шириной валков 300 мм при 450 °С. Отжиг для определения стабильности свойств и структуры листа проводили в лабораторной печи при температурах 450, 500, 540 °С с выдержкой при этой температуре 1 ч.
Результаты исследования и их обсуждение
Результаты испытаний образцов основного металла и металла шва, полученного СТП, представлены в табл. 3.
Анализ данных в табл. 3 показывает, что с увеличением температуры испытаний отмечается снижение прочностных характеристик как основного металла, так и металла шва. При этом во всем исследованном диапазоне температур испытаний временное сопротивление и условный предел текучести металла шва превосходят по своим значениям соответствующие характеристики основного металла.
Следует особо отметить более высокие значения относительного удлинения металла шва по сравнению с основным металлом при температурах испытания 400-450 °С.
При комнатной температуре высокие пластические свойства металла шва подтверждаются значением угла изгиба сварного соединения на уровне 180° (рис. 2).
При испытании образцов листов из сплава 1565ч на растяжение на кривых деформация-напряжение были хорошо видны скачки деформации, связанные с эффектом Порте-
Таблица 3 Механические свойства основного металла и металла шва соединения листа толщиной 5 мм из сплава 1565ч
Температура испытания, °С Основной металл Сварной шов СТП
МПа МПа 5, % МПа МПа 5, %
20 350 165 25 370 209 28
350 70 67 77 42 32 90
400 39 73 91 20 14 139
450 22 20 160 10 8 275
Рис. 2. Образцы сварного соединения листа из сплава 1565ч толщиной 5 мм после испытания на статический изгиб
вена-Ле Шателье (ПЛШ), которые характерны для сплавов алюминия с содержанием магния более 1 % [19-31].
Обычно определяют три основных типа скачков А, В и С. При уменьшении скорости деформации или увеличении температуры наблюдается последовательная смена типа неустойчивости А ^ В ^С [32].
Тип А, характеризующийся распространением деформационных полос, обычно зарождающихся вблизи одного из захватов. Скачки напряжения происходят выше уровня, соответствующего плавному течению до начала скачкообразной деформации. Хорошо различимые подъемы, за которыми следует резкий спад напряжения, отвечают зарождению полос, а их распространение сопровождается флуктуаци-ями напряжения с меньшей амплитудой.
Тип В, характеризуется тем, что каждый скачок напряжения связан с возникновением локализованной полосы деформации. В этом случае часто говорят об эстафетном распространении полос, так как каждая последующая полоса появляется рядом со следом предыдущей полосы, и внешне это выглядит как прыжок деформационной полосы. Скачки напряжения происходят около среднего уровня.
Для типа С каждый скачок напряжения также связан с возникновением локализованной деформационной полосы, однако отсутствует видимая пространственная корреляция: полосы возникают случайным образом по всему образцу. Соответствующие скачки происходят ниже среднего уровня напряжения [32].
Проблема прерывистой текучести и возможность влияния на нее через изменения параметров деформации и структуры материала имеет большое практическое значение для алюминиевых сплавов системы А1-Мд.
Полосы, возникающие в результате ПШЛ при штамповке деталей, ухудшают качество поверхности изделия, что очень важно, например, для автолиста.
480 440 «400
Б 360
„ 320 я 280
1 240 1 200 I" 160
И 120 80 40
0
Кроме того, ухудшение качества поверхности провоцирует преждевременное разрушение изделия при циклических нагрузках и ухудшает вешний вид после окраски. Поэтому сплавы системы А1-Мд применяют в основном для внутренних деталей легковых автомашин.
Как правило, производители автомобилей оговаривают в своих спецификациях к листам из сплавов системы А1-Мд требования к отсутствию на диаграммах растяжения скачков типа А и площадки текучести, что характеризует недопустимую степень шероховатости деталей после их штамповки из листа [28, 30].
Следует отметить, что каждый сплав имеет свои температурно-скоростные области существования этого эффекта, вне которых прерывистая текучесть не наблюдается, а также тот факт, что в реальном эксперименте часто проявляется смешивание различных типов скачков на одной кривой деформация-растяжение [33].
Из рис. 3, а видно, что при испытании при комнатной температуре у металла шва, выполненного СТП, с размером зерна 5-8 мкм есть площадка текучести и скачки типа А, у листов толщиной 1,2; 3 и 5 мм с размером
V —"
——
Ч
!
!
2 4 6 8 10
12 14 16 18 20 22 Деформация, % а
24 26 28 30 32 34 36
14 16 18 20 Деформация, % б
Рис. 3. Диаграмма растяжения металла шва (а) и основного металла (б) (лист толщиной 3 мм) сплава 1565ч
10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 42 44 Деформация, % а
100
90
Ев 80
S 70
60
Я
В и 50
W 40
с 30
К 20
10
0
25 30 35 40 Деформация, % б
Рис. 4. Диаграмма растяжения листа толщиной 1,2 мм из сплава 1565ч при 150 °C (а) и металла шва при 350 °C (б)
Таблица 4
Механические свойства листов
из сплава 1565ч при различной температуре
Лист толщиной Лист толщиной
Темпе- 1,2 мм со средним 3,0 мм со средним
ратура испыта- размером зерна 15 мкм размером зерна 30 мкм
ния, °С МПа МПа 8, % МПа МПа 8, %
-196 438,9 211,4 58,5 432,5 179,8 55,4
-70 422,2 202,1 40,3 416,2 170,2 36,2
20 340,4 193,6 29,4 338,4 163,7 25,2
50 338,6 188,8 31,8 336,9 159,6 27,7
100 328,9 159,3 34,6 325,2 155,3 32,8
150 299,4 158,2 34,2 296,3 152,9 29,4
200 283,9 155,1 34,4 280,5 149,7 29,9
250 220,5 151,1 54,3 187,5 132,8 43,3
300 154,8 110,9 68,4 149,8 107,6 59,3
350 121,6 84,6 103,2 119,6 80,9 89,9
400 62,3 38,2 148,2 58,9 37,4 125,9
450 25,2 16,9 166,9 24,3 16,4 164,2
зерна от 15 до 40 мкм площадка текучести отсутствует, а скачки на диаграмме растяжения относятся к типу В или С (рис. 3, б).
Повышение температуры до 100-150 °С (рис. 4, а) приводит к исчезновению скачков на диаграмме растяжения для всех листов всех исследуемых толщин с размером зерна от 15 до 40 мкм. Скачки не наблюдаются и при растяжении металла шва с размером зерна 5-8 мкм при 350 °С (рис. 4, б).
Полученные результаты позволяют заключить, что при измельчении зерна происходит последовательный переход от скачков типа С к Л. При этом у сплава 1565ч в интервале размера зерна 15-40 мкм наблюдаются скачки типа С и В, и только при снижении размера меньше 10 мкм появляются скачки типа А.
Поскольку повышение температуры нагрева при испытаниях свыше 100-150 °С приводит к исчезновению скачков, то штамповка при этих (или более высоких) температурах может позволить избежать появления недопустимой шероховатости деталей для автомобилей и расширить применение сплава для наружных деталей.
Если учесть повышенную пластичность и более низкие прочностные свойства основного металла и металла шва при этих температурах, то открывается возможность получать детали более сложной формы и при меньших усилиях прессов по сравнению с холодной штамповкой.
В табл. 4 представлены результаты испытаний листов из сплава 1565ч с различным размером зерна при разных температурах испытаний.
Можно отметить, что для листов с размером зерна 15 мкм наблюдаются несколько более высокие значения временного сопротивления и условного предела текучести по сравнению с листом с размером зерна 30 мкм. С повышением температуры нагрева происходит существенное увеличение значений относительного удлинения до 164,2-166,9 %.
Рис. 5. Образцы сплава 1565ч после испытаний на растяжение при различных температурах нагрева основного металла (а) и сварного шва (б). Лист толщиной 5 мм
Испытания образцов при отрицательных температурах показали, что наблюдается одновременный рост временного сопротивления, условного предела текучести и относительного удлинения (см. табл. 4).
Внешний вид образцов после испытаний при повышенных температурах основного металла и сварного шва показан на рис. 5.
В рамках данной работы были проведены эксперименты по горячей прокатке сварных соединений листов из сплава 1565ч с толщины 5,0 мм до 3,0 мм. Структура основного металла и металла зоны перемешивания (сварной шов) до деформации приведена на рис. 6.
Можно отметить, что как основной металл, так и сварной шов состоят из равноосных зерен разного размера. Размер зерен в металле шва составил 5-8 мкм.
Таблица 5 Результаты испытаний на одноосное растяжение при комнатной температуре после горячей прокатки при 450 °С с толщины 5,0 до 3,0 мм
Образец Структура Ств, МПа МПа 8, %
Основной металл Горячедеформиро-ванная,частично ре-кристаллизованная со средним размером зерна 50 мкм 353 237 15,5
Сварной шов Рекристаллизован-ная мелкозернистая со средним размером зерна 5-8 мкм 356 250 17,5
Механические свойства основного металла и металла шва после горячей прокатки при температуре нагрева 450 °С представлены в табл. 5.
Из табл. 5 следует, что временное сопротивление металла шва, его условный предел текучести и относительное удлинение превосходят соответствующие характеристики основного металла.
Основной металл после горячей прокатки сварного соединения имеет горячедеформиро-ванную, частично рекристаллизованную структуру со средним размером зерна около 50 мкм (рис. 7, а).
Металл шва при горячей прокатке при 450 °С сохранил мелкозернистую рекристаллизованную структуру с размером зерна 5-8 мкм (рис. 7, б).
Рис. 6. Микроструктура основного металла (а, х 100) и шва (б, х500) листа из сплава 1565ч толщиной 5 мм, полученная в световом микроскопе
Рис. 7. Микроструктура сварного соединения листа из сплава 1565ч после горячей прокатки при 450 X с толщины 5,0 до 3,0 мм:
а - основной металл, х500; б - середина сварного шва по толщине, х500
Рис. 8. Макроструктура сварного соединения листа из сплава 1565ч после горячей прокатки при 450 X с толщины 5,0 до 3,0 мм:
а - основной металл (*25); б - сварной шов (х25)
В то же время можно отметить, что в зоне контакта прокатных валков с основным металлом не наблюдается каких-либо структурных изменений (рис. 8, а). В месте контакта прокатных валков с металлом шва наблюдается рост зерна металла шва в результате собирательной рекристаллизации (рис. 8, б).
Видно, что при горячей деформации в основном металле и шве не происходит роста зерна, но наблюдается зона крупных зерен в поверхностном слое сварного шва непосредственно под зоной воздействия заплечи-ка рабочего инструмента.
Были проведены дополнительные эксперименты по определению температуры начала собирательной рекристаллизации основного металла сплава 1565ч и металла сварного шва.
Эксперименты показали, что при выдержке образцов основного металла (лист из сплава 1565ч толщиной 5 мм) при повышенной температуре нагрева в течение 1 ч собирательная рекристаллизация и укрупнение зерна начинаются при нагреве до 540 °С (рис. 9).
Нагрев металла шва показал, что собирательная рекристаллизация начинается в условиях более низких температур и при 500 °С наблюдается полностью рекристаллизованная структура с размером зерна более 500 мкм (рис. 10).
Таким образом, установлено, что при нагреве между основным металлом и металлом зоны перемешивания (металл шва) существует разница в температуре начала собирательной рекристаллизации примерно в 50-60 °С.
А"** * 1- - * •;» '
. <с>
■ . . ^ V
• • • :••• _ .
Рис. 9. Влияние отжига с выдержкой в печи в течение 1 ч на структуру листа из сплава 1565ч, х500:
а - исходное состояние; б, в, г - температура нагрева 450, 500, 540 °С соответственно
Рис. 10. Влияние отжига с выдержкой в печи в течение 1 ч на структуру металла шва листа из сплава 1565ч:
а - исходное состояние (х500); б, в, г - температура нагрева 450 (х500), 500 (*25), 540 °С (*25) соответственно
Это обстоятельство необходимо учитывать при назначении режимов горячей деформации сварных заготовок листов из сплава 1565ч, выполненных сваркой трением с перемешиванием.
Выводы
1. Повышение температуры до 100-150 °С приводит к исчезновению скачков напряжения на диаграмме растяжения для листов всех исследуемых толщин с размером зерна от 15 до 40 мкм. Скачки не наблюдаются и при растяжении металла шва с размером зерна 5-8 мкм при 350 °С. Штамповка при этих (или более высоких) температурах позволит избежать появления недопустимой шероховатости деталей для автомобилей и расширит применение сплава для наружных деталей.
2. Повышение температуры испытания приводит к снижению прочностных свойств и росту пластичности, наиболее значительные изменения начинаются при температурах выше 150 °С.
При снижении температуры испытания происходит одновременный рост прочности и пластичности.
3. Основной металл после горячей прокатки при 450 °С сварного соединения имеет горяче-деформированную, частично рекристаллизован-ную структуру со средним размером зерна около 50 мкм. Металл шва при горячей прокатке при 450 °С сохранил мелкозернистую рекристалли-зованную структуру с размером зерна 5-8 мкм.
4. Установлено, что собирательная рекристаллизация в основном металле листа из сплава 1565ч начинается при температуре нагрева 540 °С, в то время как в металле шва порог начала рекристаллизации ниже на 50-60 °С.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Mishra R.S., Ma Z.Y. Friction stir welding and processing // Materials Science and Engineering: R: Reports. 2005. Vol. 50. P. 1-78.
2. Elangovan K., Balasubramanian V. Influences of tool pin profile and tool shoulder diameter on the formation of friction stir processing zone in AA6061 aluminium alloy // Materials & Design. 2008. Vol. 29. P. 362-373.
3. Gratecap F., Racineux G., Marya S. A simple methodology to define conical tool geometry and welding parameters in friction stir welding // International Journal of Material Forming. 2008. Vol. 1. P. 143-158.
4. Фролов В.А., Конкевич В.Ю., Предко П.Ю., Бе-лоцерковец В.В. Сварка трением с перемешиванием термически упрочняемого сплава В95 системы Al-Zn-Mg-Cu // Сварочное производство. 2013. № 3. С. 21-26.
5. Овчинников В.В. Технологические особенности сварки трением с перемешиванием алюминиевых и магниевых сплавов (обзор) // Машиностроение и инженерное образование. 2016. № 4. С. 22-45.
6. Дриц А.М., Овчинников В.В. Сварка алюминиевых сплавов (монография). 2-е изд., перераб. и доп. - М.: Изд-во «Руда и металлы». 2020. - 476 с.
7. Sato Y.S., Urata M., Kokawa H. Parameters controlling microstructure and hardness during friction-stir welding of precipitation-hardenable aluminum alloy 6063 // Metallurgical and Materials Transactions A. 2002. Vol. 33. P. 625-635.
8. Gerlich A., Yamamoto M., North T.H. Local melting and tool slippage during friction stir spot welding of Al-alloys // Journal of Materials Science. 2008. Vol. 43. P. 2-11.
9. Cavaliere P., Squillace A., Panella F. Effect of welding parameters on mechanical and microstructural properties of AA6082 joints produced by friction stir
welding // Journal of Materials Processing Technology. 2008. Vol. 200. P. 364-372.
10. Assidi M., Fourment L., Guerdoux S., Nelson T. Friction model for friction stir welding process simulation: Calibrations from welding experiments // International Journal of Machine Tools and Manufacture. 2010. Vol. 50. P. 143-155.
11. Ferro P.A., Bonollo F. Semianalytical thermal model for fiction stir welding // Metallurgical and Materials Transactions A. 2010. Vol. 41. P. 440-449.
12. Liu F.C., Nelson T.W. In-situ material flow pattern around probe during friction stir welding of austenitic stainless steel // Materials & Design. 2016. Vol. 110. P. 354-364.
13. Fonda R. Development of grain structure during friction stir welding // Scripta Materialia. 2004. Vol. 51. P. 243-248.
14. Fonda R.W., Knipling K.E., Bingert J.F. Microstructural evolution ahead of the tool in aluminum friction stir welds // Scripta Materialia. 2008. Vol. 58. P. 343-348.
15. Sato Y.S., Kokawa H., Ikeda K., Enomoto M., Hashimoto T., Jogan S. Microtexture in the friction-stir weld of an aluminum alloy // Metallurgical and Materials Transactions A. 2001. Vol. 32. P. 941-948.
16. Дриц А.М., Овчинников В.В., Соловьева И.В., Бакшаев В.А. Влияние принудительного охлаждения при сварке трением с перемешиванием на структуру и свойства соединений алюминиевого сплава 1565чН116 // Цветные металлы. 2021. № 8. С. 50-57.
17. Дриц А.М., Овчинников В.В. Технологические особенности сварки трением с перемешиванием соединений алюминиевых сплавов системы Al-Mg // Наукоемкие технологии в машиностроении. 2019. № 3 (93). С. 7-20.
18. Дриц А.М., Овчинников В.В., Бакшаев В.А. Критерии выбора параметров режима сварки трением с перемешиванием тонких листов из алюминиевого сплава 1565ч // Цветные металлы. 2018. № 1. С. 85-93.
19. Фридляндер И.Н. и др. Алюминиевые сплавы -перспективный материал в автомобилестроении // МиТОМ. 2002. № 9. С. 3-9.
20. Portevin A., Le Chatelier F. Sur un phénomène ob-servélors de l'essai de traction d'alliagesen cours de transformation // C.R. Acad. Sci. Paris. 1923. Vol. 176. P. 507-510.
21. Aboulfadl H. et al. Dynamic strain aging studied at the atomic scale // Acta Mater. 2015. Vol. 86. P. 34-42.
22. Robinson J.M., Shaw M.P. Microstructural and mechanical influences on dynamic strain- aging phenomena // Int. Mater. Rev. 1994. Vol. 39. P. 113-122.
23. Robinson J.M. Serrated flow in aluminium base alloys // Int. Mater. Rev. 1994. Vol. 39. P. 217-227.
24. Bharathi M.S. et al. The hidden order behind jerky flow // Acta Mater. 2002. Vol. 50. P. 2813-2824.
25. Balik J., Lukac P. Portevin-Le Chatelier instabilities in A1-3Mg conditioned by strain rate and strain // Acta Metall. Mater. 1993. Vol. 41. P. 1447-1454.
26. Lebyodkin M. et al. Spatio-temporal dynamics of the Portevin-Le Chatelier effect: experiment and modelling // Acta Mater. 2000. Vol. 48. P. 2529-2541.
27. Lebedkina T.A. et al. Effect of equal channel angular pressing on the Portevin-Le Chatelier effect in
an Al3Mg alloy // Mater. Sci. Eng. A. 2014. Vol. 615. P. 7-13.
28. Chihab K. et al. The kinetics of the Portevin-Le Chatelier bands in an Al-5 % Mg alloy // Scripta Mater. 1987. Vol. 21. P. 203-208.
29. Horvath G. et al. Plastic instabilities and dislocation densities during plastic deformation in Al-Mg alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2007. Vol. 445-446. P. 186-192.
30. Halim H., Wilkinson D.S., Niewczas M. The Portevin-Le Chatelier (PLC) effect and shear band formation in an AA5754 alloy // Acta Mater. 2007. Vol. 55. P. 4151-4160.
31. Головин Ю.И., Иволгин В.И., Лебедкин М.А., Сергунин Д.А. Область существования эффекта Портевена-Ле Шателье в условиях непрерывного индентирования сплава Al-2,7 % Mg при комнатной температуре // Физика твердого тела. 2004. Т. 46. Вып. 9. С. 1618-1620.
32. Шибков А.А., Денисов А.А., Желтов М.А., Зо-лотов А.Е., Гасанов М.Ф., Кочегаров С.С. Подавление прерывистой деформации Портевена-Ле Шателье постоянным электрическим током в алюминий-магниевом сплаве АМг5 // Физика твердого тела. 2015. Т. 57. Вып. 2. С. 228-235.
33. Горбатенко В.В., Данилов В.И., Зуев Л.Б. Неустойчивость пластического течения: полосы Чернова-Людерса и эффект Портевена-Ле Шателье // Журнал технической физики. 2017. Т. 87. Вып. 3. С. 372-377.
REFERENCES
1. Mishra R.S., Ma Z.Y. Friction stir welding and processing // Materials Science and Engineering: R: Reports. 2005. Vol. 50. P. 1-78.
2. Elangovan K., Balasubramanian V. Influences of tool pin profile and tool shoulder diameter on the formation of friction stir processing zone in AA6061 aluminium alloy // Materials & Design. 2008. Vol. 29. P. 362-373.
3. Gratecap F., Racineux G., Marya S. A simple methodology to define conical tool geometry and welding parameters in friction stir welding // International Journal of Material Forming. 2008. Vol. 1. P. 143--158.
4. Frolov V.A., Konkevich V.Yu., Predko P. Yu., Belot-serkovets V.V. Svarka treniyem s peremeshivaniyem termicheski uprochnyayemogo splava V95 sistemy Al-Zn-Mg-Cu // Svarochnoye proizvodstvo. 2013. № 3. S. 21-26.
5. Ovchinnikov V.V. Tekhnologicheskiye osobennosti svarki treniyem s peremeshivaniyem alyuminiyevykh i magniyevykh splavov (obzor) // Mashinostroyeniye i inzhenernoye obrazovaniye. 2016. № 4. S. 22-45.
6. Drits A.M., Ovchinnikov V.V. Svarka alyuminiyevykh splavov (monografiya). 2-ye izd., pererab. i dop. - M.: Izd-vo «Ruda i metally». 2020. - 476 s.
7. Sato Y.S., Urata M., Kokawa H. Parameters controlling microstructure and hardness during friction-stir welding of precipitation-hardenable aluminum alloy 6063 // Metallurgical and Materials Transactions A. 2002. Vol. 33. P. 625-635.
8. Gerlich A., Yamamoto M., North T.H. Local melting and tool slippage during friction stir spot welding of Al-alloys // Journal of Materials Science. 2008. Vol. 43. P. 2-11.
9. Cavaliere P., Squillace A., Panella F. Effect of welding parameters on mechanical and microstructural properties of AA6082 joints produced by friction stir welding // Journal of Materials Processing Technology. 2008. Vol. 200. P. 364-372.
10. Assidi M., Fourment L., Guerdoux S., Nelson T. Friction model for friction stir welding process simulation: Calibrations from welding experiments // International Journal of Machine Tools and Manufacture. 2010. Vol. 50. P. 143-155.
11. Ferro P.A., Bonollo F. Semianalytical thermal model for fiction stir welding // Metallurgical and Materials Transactions A. 2010. Vol. 41. P. 440-449.
12. Liu F.C., Nelson T.W. In-situ material flow pattern around probe during friction stir welding of austenitic stainless steel // Materials & Design. 2016. Vol. 110. P. 354-364.
13. Fonda R. Development of grain structure during friction stir welding // Scripta Materialia. 2004. Vol. 51. P. 243-248.
14. Fonda R.W., Knipling K.E., Bingert J.F. Microstructural evolution ahead of the tool in aluminum friction stir welds // Scripta Materialia. 2008. Vol. 58. P. 343-348.
15. Sato Y.S., Kokawa H., Ikeda K., Enomoto M., Hashimoto T., Jogan S. Microtexture in the friction-stir weld of an aluminum alloy / // Metallurgical and Materials Transactions A. 2001. Vol. 32. P. 941-948.
16. Drits A.M., Ovchinnikov V.V., Solov'yeva I.V., Bak-shayev V.A. Vliyaniye prinuditel'nogo okhlazhdeniya pri svarke treniyem s peremeshivaniyem na struk-turu i svoystva soyedineniy alyuminiyevogo splava 1565chN116 // Tsvetnyye metally. 2021. № 8. S. 50-57.
17. Drits A.M., Ovchinnikov V.V. Tekhnologicheskiye osobennosti svarki treniyem s peremeshivaniyem soyedineniy alyuminiyevykh splavov sistemy Al-Mg // Naukoyemkiye tekhnologii v mashinostroyenii. 2019. № 3 (93). S. 7-20.
18. Drits A.M., Ovchinnikov V.V., Bakshayev V.A. Kriterii vybora parametrov rezhima svarki treniyem s peremeshivaniyem tonkikh listov iz alyuminiyevogo splava 1565ch // Tsvetnyye metally. 2018. № 1. S. 85-93.
19. Fridlyander I.N. i dr. Alyuminiyevyye splavy - per-spektivnyy material v avtomobilestroyenii // MiTOM. 2002. № 9. S. 3-9.
20. Portevin A., Le Chatelier F. Sur un phénomène ob-servélors de l'essai de traction d'alliagesen cours de transformation // C.R. Acad. Sci. Paris. 1923. Vol. 176. P. 507-510.
21. Aboulfadl H. et al. Dynamic strain aging studied at the atomic scale // Acta Mater. 2015. Vol. 86. P. 34-42.
22. Robinson J.M., Shaw M.P. Microstructural and mechanical influences on dynamic strain- aging phenomena // Int. Mater. Rev. 1994. Vol. 39. P. 113-122.
23. Robinson J.M. Serrated flow in aluminium base alloys // Int. Mater. Rev. 1994. Vol. 39. P. 217-227.
24. Bharathi M.S. et al. The hidden order behind jerky flow // Acta Mater. 2002. Vol. 50. P. 2813-2824.
25. Balik J., Lukac P. Portevin-Le Chatelier instabilities in A1-3Mg conditioned by strain rate and strain // Acta Metall. Mater. 1993. Vol. 41. P. 1447-1454.
26. Lebyodkin M. et al. Spatio-temporal dynamics of the Portevin-Le Chatelier effect: experiment and modelling // Acta Mater. 2000. Vol. 48. P. 2529-2541.
27. Lebedkina T.A. et al. Effect of equal channel angular pressing on the Portevin-Le Chatelier effect in an Al3Mg alloy // Mater.Sci.Eng. A. 2014. Vol. 615. P. 7-13.
28. Chihab K. et al. The kinetics of the Portevin-Le Chatelier bands in an Al-5 % Mg alloy // Scripta Mater. 1987. Vol. 21. P. 203-208.
29. Horvath G. et al. Plastic instabilities and dislocation densities during plastic deformation in Al-Mg alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2007. Vol. 445-446. P. 186-192.
30. Halim H., Wilkinson D.S., Niewczas M. The Por-tevin-Le Chatelier (PLC) effect and shear band formation in an AA5754 alloy // Acta Mater. 2007. Vol. 55. P. 4151-4160.
31. Golovin Yu.I., Ivolgin V.I., Lebedkin M.A., Sergunin D.A.
Oblast' sushchestvovaniya effekta Portevin-Le Chatelier v usloviyakh nepreryvnogo indentirovaniya splava Al-2.7 % Mg pri komnatnoy temperature // Fizika tverdogo tela. 2004. T. 46. Vyp. 9. S. 1618-1620.
32. Shibkov A.A., Denisov A.A., Zheltov M.A., Zolotov A.Ye., Gasanov M.F., Kochegarov S.S. Podavleniye preryvis-toy deformatsii Portevin-Le Chatelier postoyannym elek-tricheskim tokom v alyuminiy-magniyevom splave AMg5 // Fizika tverdogo tela. 2015. T. 57. Vyp. 2. S. 228-235.
33. Gorbatenko V.V., Danilov V.I., Zuyev L.B. Neustoy-chivost' plasticheskogo techeniya: polosy Chernova-Lyudersa i effekt Portevin-Le Chatelier // Zhurnal tekhnicheskoy fiziki. 2017. T. 87. Vyp. 3. S. 372-377.
