CC BY
43
УДК 621.791.14.01
DOI: 10.24412/0321-4664-2021-3-11-20
ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ОСОБЕННОСТИ СВАРКИ ТРЕНИЕМ С ПЕРЕМЕШИВАНИЕМ ДИСПЕРСНО-УПРОЧНЕННОГО АЛЮМОМАТРИЧНОГО КОМПОЗИЦИОННОГО МАТЕРИАЛА
Александр Михайлович Дриц1, канд.техн.наук, Виктор Васильевич Овчинников2, докт.техн.наук, Антон Михайлович Губин2, аспирант
1Арконик - СМЗ, Москва, Россия, dritsam@gmail.com
2Московский политехнический университет (Мосполитех), Москва, Россия
Аннотация. Исследованы структурные особенности и механические свойства сварных соединений композиционных материалов на основе сплава АМг5 с дисперсным упрочнением частицами оксида алюминия, полученных сваркой трением с перемешиванием. Показано, что сварка трением с перемешиванием обеспечивает достаточно высокий уровень механических свойств соединений исследованных композиционных материалов. При этом существенных фазово-структурных изменений в металле шва и прилегающих зонах соединения по сравнению с основным материалом не установлено. Коэффициент прочности соединений составляет 0,81-0,85 от прочности композиционного материала в зависимости от объемного содержания упрочняющих частиц. При сварке трением с перемешиванием дисперсно-упрочненных композиционных алюмоматричных материалов обнаружен повышенный износ наконечника рабочего инструмента по сравнению со сваркой матричного сплава.
Ключевые слова: композиционные материалы, дисперсное упрочнение, армирующие частицы, алюминиевая матрица, сварка трением с перемешиванием, механические свойства, микроструктура
Technological Features of Friction Welding with Mixing Disperse-Hardened Aluminum Composite Material. Cand. of Sci. (Eng.) Alexander M. Drits1, Dr. of Sci. (Eng.) Viktor V. Ovchinnikov2, Post-Graduate Student Anton M. Gubin2
1Arkonik - SMZ, Moscow, Russia, dritsam@gmail.com 2Moscow Polytechnic University (Mospolitech), Moscow, Russia
Abstract. Structural features and mechanical properties of friction stir welded joints of composite materials based on AMg5 alloy hardened by dispersion of aluminum oxide particles have been investigated. It was shown that the friction stir welding provides a sufficiently high level of mechanical properties of the welded joints made of the composite materials under investigation. At the same time, no significant phase-structural changes were found out in the welded joint metal and in the adjoining zones in comparison with the base material. The welding factor of the joints is 0.81-0.85 of the composite material strength depending on the volume content of the strengthening particles. In case of friction stir welding of dispersion-hardened aluminum-matrix composite materials, an increased wear of the working tool tip was observed as compared with welding of the matrix alloy.
Key words: composite materials, dispersion hardening, reinforcing particles, aluminum matrix, friction stir welding, mechanical properties, microstructure
Исследования выполнены при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (РФФИ) в рамках проекта № 19-33-90272.
Введение
Требования современной техники к повышению прочности и жесткости конструкционных материалов при одновременном снижении их плотности привели к созданию и применению нового класса материалов - дисперсно-упрочненных композиционных материалов с металлической матрицей на основе алюминиевых сплавов. Дисперсно-упрочненными композиционными алюмоматричными материалами (ДУ-КАМ) принято называть материалы, упрочните-лями в которых являются равномерно распределенные на заданном расстоянии одна от другой частицы, не взаимодействующие активно с металлической матрицей, искусственно вводимые в сплавы на одной из стадий их получения.
В качестве упрочняющей фазы используют дисперсные частицы оксидов, карбидов, нитридов и других тугоплавких соединений. В отличие от волокнистых композиционных материалов в дисперсно-упрочненных композиционных материалах металлическая матрица является основным элементом, несущим нагрузку, а дисперсные частицы тормозят движение в ней дислокаций.
Характерными представителями этого вида композиционных материалов являются материалы, которые состоят из алюминиевой матрицы на основе сплава АМг5, упрочненной дисперсными частицами оксида алюминия А1203. Объемное содержание частиц оксида алюминия А1203 варьируется в пределах 6-30 %.
Процесс сварки плавлением рассматриваемых дисперсно-упрочненных композиционных материалов освещен в работах [1-4], в которых отмечаются следующие основные проблемы, возникающие при данном процессе:
- 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 с долей армирования более 18 %.
Существенно повысить качество сварных соединений дисперсионно-упрочненных алю-моматричных композиционных материалов возможно за счет использования способа сварки трением с перемешиванием [5-7], при котором формирование соединения происходит в твердой фазе. Перспективность такой
сварки для получения стыковых соединений дисперсно-упрочненных композиционных материалов с алюминиевой матрицей подтверждено результатами работ [8-10].
Целью данной работы является исследование структуры и механических свойств соединений дисперсно-упрочненных алюмоматричных композиционных материалов, выполненных сваркой трением с перемешиванием (СТП).
В качестве материала для сварки трением с перемешиванием использовали пластины толщиной 6 мм из термически неупрочняемого деформируемого сплава АМг5 системы А1-Мд без плакировки и дисперсно-упрочненного композиционного материала с матрицей из сплава АМг5, упрочнением частицами А1203 при их объемном содержании в материале 10 и 20 %.
Механические свойства исследуемых материалов 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 МЕС0РСБ-1040 (Италия) в комплекте со сбо-рочно-сварочной оснасткой.
Для отработки режимов СТП исследуемых материалов, спроектированы и изготовлены образцы инструментов, состоящие из хвостовика, наконечника и заплечика. Инструмент СТП с наконечником в виде усеченного конуса с резьбовой канавкой и тремя лысками под 120° обеспечивает высокую механическую прочность инструмента в нагретом состоянии в процессе сварки и внедрения. Плоский заплечик диаметром 16 мм с поднутрением 3° обеспечивает направление свариваемого материала к корневой части шва.
Режим СТП (частота вращения инструмента, скорость перемещения инструмента, усилие прижима инструмента к свариваемым пластинам, угол наклона инструмента в пло-
Таблица 1
Механические свойства
исследуемых листов
Материал ав, МПа а0,2, МПа 8, %
АМг5 300 180 20,0
АМг5 + 10 % А1203 340 215 12,0
АМг5 + 20 % А1203 365 247 9,0
Таблица 2 Режимы сварки трением с перемешиванием исследуемых листов
Материал Частота вращения инструмента ш, об/мин Скорость подачи инструмента (скорость сварки) Усв, мм/мин Угол наклона инструмента в плоскости свариваемых кромок а, град. Усилие прижатия инструмента Р, кН
АМг5 800 120-150 2 20,0
АМг5 + 10 % Al2O3 800 80-115 3 14,5
АМг5 + 20 % Al2O3 800 56-76 3 11,0
скости свариваемого стыка) выбирали из условия получения плотного шва без дефектов и несплошностей (табл. 2).
Для сравнения выполняли автоматическую плазменную сварку исследуемых материалов на постоянном токе обратной полярности при режиме: ток плазменной дуги 240-270 А, напряжение на дуге 28-32 В, скорость сварки 12,0-14,0 м/ч, расход плазмообразующего газа (аргон) 22-24 л/мин, расход защитного газа (аргон) 10-14 л/мин. При сварке использовали присадочную проволоку СвАМг63 диаметром 2 мм.
Механические характеристики (ств, ст0,2, 5, а) сварных соединений определяли в соответствии с ГОСТ 6996-66 на установке Zwick/Roell Z030.
Для определения временного сопротивления металла ядра шва испытывали специальные образцы с зачищенной заподлицо поверхностью основного металла шва и уменьшенной до 6 мм шириной образца за счет полукруглых выборок радиусом 5 мм (рис. 1).
Структуру основного металла и сварных соединений исследовали при помощи металлографического микроскопа МЕТАМ ЛВ-31 при увеличениях до 500 крат и растрового электронного микроскопа Zeiss LEO EVO 50 при увеличениях до 1000 крат.
Металлографические исследования проводили на травленых шлифах, приготовленных в сечениях, перпендикулярных оси соединений и направлению прокатки основного металла. Для выявления микроструктуры мате-
идмт
^ Ядро шва^ ^ ^ ^ Лицевая сторона шва ^
Рис. 1. Схема вырезки образцов из ядра сварного шва для испытаний на растяжение
риала травление полированной поверхности металлографических шлифов осуществляли химическим способом реактивом следующего состава [11]: 1 мл плавиковой кислоты + 1,5 мл соляной кислоты + 2,5 мл азотной кислоты + 95 мл воды. Размеры зерен измеряли в указанных областях методом секущих [12]. Направление секущих выбирали нормально к лицевой поверхности образцов.
Для исследования микроструктуры и фазового состава методами растровой электронной микроскопии (РЭМ) использовали полированные металлографические шлифы, приготовленные так же, как и для металлографических исследований (кроме завершающей операции химического травления). РЭМ-исследования проводили в основном в режиме обратно рассеянных электронов и дополнительно в режиме вторичных электронов. Кроме того, в процессе РЭМ-исследования проводили энергодисперсионный элементный микроанализ вторичных выделений и твердого раствора материала.
Микротвердость замеряли на поперечных шлифах сварных соединений с использованием автоматизированного твердомера EmcoTest DuraScan 20 в соответствии с ГОСТ Р ИСО 67051-2007 при нагрузке на индентор 4,9 Н (ИУ05).
Результаты исследований и их обсуждение
На рис. 2 представлен внешний вид швов на исследуемых материалах, полученных на режимах в соответствии с табл. 2. Можно отметить, что формирование шва на алюминиевом сплаве АМг5 не представляет затруднений (см. рис. 2, а).
На лицевой стороне сварного шва наблюдается формирование периодического рельефа, наличие которого является типичной особенностью внешнего вида швов, полученных сваркой трением с перемешиванием без образования грата по боковым границам шва.
При сварке дисперсно-упрочненного алю-моматричного композиционного материала на лицевой поверхности шва наблюдается образование грата на его границе и более шероховатой поверхности самого шва (рис. 2, б, в). Шероховатость швов на сплаве АМг5 составила 23 мкм, в то время как для ДУКАМ АМг5 +
Рис. 2. Внешний вид шва с лицевой стороны, полученного сваркой трением с перемешиванием:
а - сплав АМг5; б - ДУКАМ АМг5 + 10 % А1203; в - ДУКАМ АМг5 + 20 % А1203
10 % А1203 значение Rz возросло до 57 мкм, а для ДУКАМ АМг5 + 20 % А1203 - до 78 мкм.
Макроструктура соединений сплава АМг5 и дисперсно-упрочненных была практически одинаковой (рис. 3). В макроструктуре соединений можно выделить 4 структурные зоны: зону перемешивание (металла шва), зону термомеханического воздействия, зону термического влияния и зону основного металла. Отмеченные структурные зоны формируются как тепловым воздействием процесса на основной металла, так и изменением направления текстуры основного металла под влиянием вращательного и поступательного перемещения рабочего инструмента.
Результаты механических испытаний показали, что все образцы соединений исследуемых материалов разрушались по зоне термомеханического воздействия (ЗТМВ) со стороны отхода инструмента (табл. 3). Значения коэффициента прочности сварного соединения для всех исследуемых композиционных материалов находятся в диапазоне 0,81-0,85. При этом значения коэффициента прочности для ДУКМ с 10 % А1203 выше на 4-5 %, чем для материала с 20 % А1203.
Следует отметить, что временное сопротивление металла шва при сварке трением с перемешиванием для всех сплавов превосходило значения временного сопротивления сварного соединения. В то же время временное сопротивление металла шва при автоматической плазменной сварке как для сплава АМг5, так и для ДУКАМ с содержанием упрочняющих частиц 10 % меньше, чем временное сопротивление сварного соединения.
Можно видеть, что при сварке плавлением свойства сварного соединения у сплава АМг5 выше, чем у ДУКАМ с 10 % оксида алюминия.
В отличие от сварки трением с перемешиванием, при плазменной сварке ДУКАМ АМг5 + 20 % А1203 соединения получить не удалось. Это объясняется влиянием армирующих частиц на блуждание дугового раз-
ряда по поверхности свариваемых заготовок. Наблюдается частичное растворение армирующих частиц в сварочной ванне и перераспределение армирующей фазы в пределах сварного шва с образованием зон без упрочняющей фазы. Сварочная ванна ДУКАМ АМг5 + 20 % А1203 отличается низкой жидкотекуче-стью, что не позволяет сформировать общую сварочную ванну между соединяемыми кромками. Кроме того, зона расплавления дисперсно-упрочненного композиционного материала как с 10 так и с 20 % А1203 характеризуется повышенной пористостью (рис. 4), что приводит к снижению прочности и пластичности соединения (см. табл. 3).
При СТП причина снижения временного сопротивления дисперсно-упрочняемых алюмоматричных композиционных материалов по сравнению с матричным сплавом АМг5 заключалась в том, что при сварке трением с перемешиванием ДУКАМ в зоне термомеханического воздействия под влиянием вращения и перемещения рабочего инструмента формируются зоны в виде скоплений и прослоек упрочняющих частиц. Эти зоны отличаются меньшими значениями временного со-
Таблица 3 Механические свойства сварных соединений исследуемых материалов, полученных сваркой трением с перемешиванием и автоматической аргонодуговой сваркой
Материал Вид сварки Временное сопротивление сварного соединения ав, МПа Коэффициент прочности сварного соединения К Условный предел текучести сварного соединения а0,2, МПа Относительное удлинение 8, % Временное сопротивление металла шва аЩ, МПа Угол изгиба а, град.
АМг5 СТП 289,6 0,96 177,5 18,2 305,2 180
АМг5 + 10 % А1203 СТП 286,5 0,85 232,4 6,0 317,4 135
АМг5 + 20 % А1203 СТП 295,7 0,81 271,7 3,0 334,2 107
АМг5 ПС; СвАМг61 268,3 0,89 142,5 12,4 192,4 160
АМг5 + 10 % А1203 ПС; СвАМг61 192,8 0,64 207,9 5,3 173,2 83
Примечание. Приведены средние результаты по испытаниям 10 образцов на вариант. Временное сопротивление металла шва определялось вдоль сварного шва.
б
Рис. 3. Макроструктура соединения сплава АМг5 (а)
и ДУКАМ АМг5 + 20 % Д1203 (б) толщиной 6 мм, выполненного сваркой трением с перемешиванием:
1 - основной металл; 2 - зона термического влияния; 3 - зона термомеханического воздействия; 4 - зона перемешивания; АБ - сторона «набегания» инструмента; КБ - сторона «отхода» инструмента
Рис. 4. Внешний вид шва при аргонодуговой сварке ДУКАМ АМг5 + 20 % А1203 (а) и поры в шве ДУКАМ АМг5 + 10 % А1203 (б)
противления и относительного удлинения, что в конечном итоге, приводит к локализации разрушения сварных соединений ДУКАМ по зоне термомеханического воздействия.
Увеличение доли армирующих частиц в композиционном материале сопровождается снижением коэффициента прочности как металла ядра шва, так и сварного соединения. В то же время абсолютные значения временного сопротивления сварного соединения
и металла шва для материала с 20 % А1203 выше, чем для композиционного материала с 10 % А1203 на 3-5 %. Такая картина может быть результатом наложения двух факторов. Первый связан с высокой вязкостью материала, армированного частицами А1203 с объемной долей 20 %, что при воздействии сварочного инструмента может приводить к возникновению зон с различным объемным содержанием упрочняющих частиц как в шве, так и в зоне термомеханического воздействия. Данный фактор будет направлен на снижение временного сопротивления как металла шва, так и сварного соединения в целом.
Второй фактор определяется процессом измельчения упрочняющих частиц и уменьшением расстояния между соседними частицами, что в целом проявляется в росте значений временного сопротивления. В результате в зависимости от превалирования одного из отмеченных процессов и будут формироваться результирующие значения временного сопротивления сварного соединения и металла шва.
В силу отмеченного выше, в дальнейшем следует провести исследования по оптимизации параметров режима сварки трением с перемешиванием ДУКАМ с высокими значениями объемной доли упрочняющих частиц.
По мере увеличения объемной доли частиц А1203 в ДУКАМ наблюдается снижение угла изгиба сварного соединения и его относительного удлинения.
Сравнительный фрактографический анализ металла шва сварных соединений, выполненных СТП, после испытаний на растяжение показал, что изломы обусловливаются мелкозернистой структурой (рис. 5).
Рис. 5. Строение изломов металла шва сварных соединений при испытаниях на растяжение сплава АМг5 (а) и ДУКАМ АМг5 + 20 % А1203 (б)
-9-8 -7-6 -5 -4-3 -2 -1 0 123 45 6 7 89 Расстояние, мм
Рис. 6. Изменение твердости в сварном соединении ДУКАМ АМг5 + 20 % Д1203 в направлении от стороны набегания к стороне отхода инструмента
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5 4 4,5 5 5,5 6 6,5 7 7,5 Расстояние от центра шва, мм
Рис. 7. Изменение микротвердости в сварном соединении сплава АМг5 и ДУКАМ АМг5 + 20 % Д1203
Твердость и микротвердость измеряли по средней плоскости шлифа для подобия результатов ввиду неравномерности свойств неразъемного соединения по толщине. Шаг между измерениями составлял 0,5 мм (рис. 6, 7).
Из распределения твердости в сварном соединении видно, что со стороны отхода инструмента наблюдается некоторый провал значений твердости, в то время как со стороны набегания инструмента в зоне термомеханического воздействия значения твердости несколько даже превосходят значения, свойственные для основного металла (см. рис. 6).
Из рис. 7 видно, что значения микротвердости по мере удаления от центра шва к его периферии для сплава АМг5 постепенно снижаются. В то же время для дисперсно-упрочненного композиционного материала с объемным содержанием 20 % А1203 наблюдаются более высокие значения микротвердости с постепенным снижением по мере приближения к зоне термомеханического воздействия.
Распределение микротвердости в пределах зоны перемешивания (металл шва) косвенно свидетельствует, что при СТП наблюдается достаточно равномерное распределение упрочняющих частиц.
Результаты металлографического анализа показали, что при формировании соединения в твердой фазе при СТП не происходит изменения исходного фазового состояния дисперсно-упрочненных алюмоматричных композиционных материалов.
Из рис. 8 видно, что в ядре шва размер частиц оксида А!203 в 2 раза меньше, чем в основ-
Рис. 8. Микроструктура композиционного материала на основе алюминиевого сплава АМг5 с 20 % Д12О3 (а) и металла шва (б), полученного СТП
Рис. 9. Изображения оксидных частиц на ТЭМ-снимке светлого поля (а), на СЭМ-снимке в обратно рассеянных электронах (б) и в характеристическом рентгеновском излучении (в)
ном металле (в основном металле 10-14 мкм, а в зоне перемешивания 4-7 мкм).
Анализ тонкой структуры показывает, что упрочняющие оксидные частицы имеют округлую форму, размытые границы в изображении светлого поля и характерный елочный контраст в изображении темного поля как в основном материале, так и в швах, полученных СТП (рис. 9). При этом в металле шва сформирована равномерная смесь зерен а-А1-матрицы с оксидными упрочняющими частицами.
Так как в процессе сварки трением с перемешиванием композиционных алюмоматрич-ных материалов не происходит нагрева заготовок в зоне формирования соединения до высоких температур, то упрочняющие оксидные частицы сохраняют свою структуру.
В результате термомеханического воздействия на границе шва с основным материалом происходит переориентация направления волокон, обусловленная силовым воздействием вращающегося и движущегося вдоль стыка рабочего инструмента.
При сварке трением с перемешиванием дисперсно-упрочненных композиционных алю-моматричных материалов на основе сплава АМг5 не наблюдается химического взаимодействия между матричным сплавом и упрочняющими частицами А1203 и образования новых фаз.
Таким образом, сварка трением с перемешиванием является весьма перспективным способом соединения металлических матричных композитов. В рамках выполненных исследований высококачественные сварные швы без видимых дефектов могут быть получены сваркой трением с перемешиванием на алюминиевых матричных композитах, армированных керамическими частицами А1203 с объемной долей их в материале 10-20 %.
Были проведены эксперименты по влиянию подачи инструмента на один его оборот на механические свойства соединений ДУ-КАМ АМг5 + 10 % А1203 (табл. 4).
Анализ данных табл. 4 позволяет утверждать, что увеличение подачи инструмента на один его
Таблица 4
Влияние величины подачи инструмента на один оборот на свойства металла шва при СТП ДУКАМ АМг5 + 10 % А1203
Частота вращения Скорость Подача инстру- Временное Условный предел Относительное
инструмента ю, об/мин сварки V, мм/мин мента на один оборот¡, мм/об. сопротивление ав, МПа текучести а02, МПа удлинение 8, %
800 80 0,1 286,5 232,4 6,0
800 90 0,11 296,2 236,1 5,0
800 100 0,125 302,3 240,6 4,0
800 115 0,143 310,9 242,8 3,0
0,9 0,8 0,7 0,6 i 0,5 0,4 0,3 0,2 0,1 0
0,77
0,32
0,08
1
Рис. 10. Величина линейного износа наконечника рабочего инструмента при сварке 10-м шва:
1 - сплав АМг5; 2 - ДУКАМ АМг5 + 10 % А1203;
3 - ДУКАМ АМг5 + 20 % А1203
оборот при СТП ДУКАМ АМг5 + 10 % А1203 способствует увеличению временного сопротивления сварного соединения и условного предела текучести. В то же время отмечается резкое снижение пластических свойств соединений. Отмеченное, по-видимому, является следствием более интенсивного измельчения упрочняющих частиц А1203 при контакте свариваемого материала в зоне его пластификации рабочим инструментом.
Существенная проблема сварки трением с перемешиванием дисперсно-упрочненных алюмоматричных композиционных материалов, упрочненных частицами А1203, - интенсивный износ рабочего инструмента и образование инородных металлических включений в швах. Износ инструмента происходит при высокой температуре в зоне перемешивания.
Для оценки интенсивности износа инструмента были проведены эксперименты по сварке исследуемых материалов с фиксированной длиной шва 10 м. После выполнения швов инструмент подвергали химической обработке для стравливания адгезионного слоя на поверхности наконечника и замеряли его диаметр на половине высоты. Полученные
результаты сравнивали с исходными значениями диаметра наконечника до сварки.
Из рис. 10 можно видеть, что линейный износ наконечника инструмента существенно увеличивается с ростом объемной доли упрочняющих частиц в матрице.
Износ инструмента можно уменьшить тремя путями: изготовлением инструмента из сплавов с высокой износостойкостью при повышенных температурах; оптимизацией формы наконечника рабочего инструмента; применением сопутствующего подогрева заготовок из композиционных материалов в процессе сварки трением с перемешиванием.
Выводы
1. Установлена возможность получения качественных бездефектных соединений при сварке трением с перемешиванием дисперсно-упрочненных композиционных материалов с матрицей из сплава АМг5 и упрочняющих частиц А1203 при их объемном содержании 10-20 %.
2. Показано, что коэффициент прочности сварных соединений сплава АМг5, выполненных сваркой трением с перемешиванием, составляет 0,96, в то время как коэффициент прочности соединений ДУКАМ АМг5 + 10 % А1203 составил 0,81. При этом временное сопротивление зоны перемешивания (металл шва) у ДУКАМ выше на 12-30 МПа, чем у сплава АМг5.
3. Разрушение сварных соединений как сплава АМг5, так и дисперсно-упрочненных композиционных материалов на его основе, происходит по зоне термомеханического воздействия со стороны отхода инструмента.
4. При сварке трением с перемешиванием дисперсно-упрочненных частицами А1203 композиционных алюмоматричных материалов отмечается повышенный линейный износ наконечника инструмента.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Чернышова Т.А., Болотова Л.К., Кобелева Л.И., Чернышов Г.Г. Дуговая сварка дискретно армированного композиционного материала системы А1-БЮ // Физика и химия обработки материалов. 1999. № 4. С. 57-62.
2. Коберник Н.В. Сварка плавлением дисперсно-упрочненных алюмоматричных композиционных материалов (обзор) // Сварка и диагностика. 2007. № 3. С. 34-40.
3. Чернышов Г.Г., Рыбачук А.М., Чернышова Т.А., Кобелева Л.И., Болотова Л.К. Влияние термического цикла дуговой сварки на структуру и свойства сварных швов дисперсно наполненных металлокомпозитов // Сварочное производство. 2001. № 11 С. 7-13.
4. Рябов В.Р., Муравейник А.Н., Будник В.П., Бондарев А.А., Моннен М.М., Полькин И.С., Конке-вич В.Ю., Трубкина Е.М. Исследование сварива-
емости дисперсно-упрочненного композиционного материала Al + SiC // Автоматическая сварка. 2001. № 11. С. 15-19.
5. Люшинский А.В., Баранов А.А. Некоторые особенности оборудования и технологии сварки трением с перемешиванием // Сварочное производство. 2016. № 10. С. 51-54.
6. Liu H., Hu Y., Peng Ya., Dou Chao, Wang Z. The effect of interface defect on mechanical properties and its formation mechanism in friction stir lap welded joints of aluminum alloys // Journal of Materials Processing Technology. 2016. Vol. 238. P. 244-254.
7. 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.
8. Овчинников В.В., Губин А.Н., Курбатова И.А. Сварка трением с перемешиванием дисперсно-
армированных керамическими частицами композиционных материалов на основе алюминиевых сплавов. // Заготовительные производства в машиностроении. 2018. Т. 16. № 4. С. 155-161.
9. Овчинников В.В. Технологические особенности сварки трением с перемешиванием алюминиевых и магниевых сплавов (обзор) // Машиностроение и инженерное образование. 2016. № 4. С. 22-45.
10. Huda A. Al-Salihi, Adil Akram Mahmood, Hus-sain J. Alalkawi. Mechanical and wear behavior of AA7075 aluminum matrix composites reinforced by Al2O3 nanoparticles // Nanocomposites. 2019. Vol. 5. Iss. 3. Р. 67-73.
11. Баранова Л.В., Демина Э.Л. Металлографическое травление металлов и сплавов. Справ. - М.: Металлургия, 1986. - 256 с.
12. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. - М.: Металлургия, 1976. - 271 с.
REFERENCES
1. Chernyshova T.A., Bolotova L.K., Kobeleva L.I., Chernyshov G.G. Dugovaya svarka diskretno armirovannogo kompozitsionnogo materiala sistemy Al-SiC // Fizika i khimiya obrabotki materialov. 1999. № 4. S. 57-62.
2. Kobernik N.V. Svarka plavleniyem dispersno-up-rochnennykh alyumomatrichnykh kompozitsionnykh materialov (obzor) // Svarka i diagnostika. 2007. № 3. S. 34-40.
3. Chernyshov G.G., Rybachuk A.M., Chernyshova T.A., Kobeleva L.I., Bolotova L.K. Vliyaniye termicheskogo tsikla dugovoy svarki na strukturu i svoystva svarnykh shvov dispersno napolnennykh metallokompozitov // Svarochnoye proizvodstvo. 2001. № 11. S. 7-13.
4. Ryabov V.R., Muraveynik A.N., Budnik V.P., Bon-darev A.A., Monnen M.M., Polkin I.S., Konke-vich V.Yu., Trubkina Ye.M. Issledovaniye svarivaye-mosti dispersno-uprochnonnogo kompozitsionnogo materiala Al + SiC // Avtomaticheskaya svarka. 2001. № 11. S. 15-19.
5. Lyushinskiy A.V., Baranov A.A. Nekotoryye oso-bennosti oborudovaniya i tekhnologii svarki treniyem s peremeshivaniyem // Svarochnoye proizvodstvo. 2016. № 10. S. 51-54.
6. Liu H., Hu Y., Peng Ya., Dou Chao, Wang Z. The effect of interface defect on mechanical properties and its formation mechanism in friction stir lap welded
joints of aluminum alloys // Journal of Materials Processing Technology. 2016. Vol. 238. P. 244-254.
7. Frolov V.A., Konkevich V.Yu., Predko P. Yu., Be-lotserkovets V.V. Svarka treniyem s peremeshivaniyem termicheski uprochnyayemogo splava V95 sistemy Al-Zn-Mg-Cu // Svarochnoye proizvodstvo. 2013. № 3. S. 21-26.
8. Ovchinnikov V.V., Gubin A.N., Kurbatova I.A. Svarka treniyem s peremeshivaniyem dispersno-armirovannykh keramicheskimi chastitsami kom-pozitsionnykh materialov na osnove alyuminiyevykh splavov // Zagotovitelnyye proizvodstva v mashino-stroyenii. 2018. T. 16. № 4. S. 155-161.
9. Ovchinnikov V.V. Tekhnologicheskiye osobennosti svarki treniyem s peremeshivaniyem alyuminiyevykh i magniyevykh splavov (obzor) // Mashinostroyeniye i inzhenernoye obrazovaniye. 2016. № 4. S. 22-45.
10. Huda A. Al-Salihi, Adil Akram Mahmood, Hus-sain J. Alalkawi. Mechanical and wear behavior of AA7075 aluminum matrix composites reinforced by Al2O3 nanoparticles // Nanocomposites. 2019. Vol. 5. Iss. 3. R. 67-73.
11. Baranova L.V., Demina E.L. Metallograficheskoye travleniye metallov i splavov. Sprav. - M.: Metallur-giya, 1986. - 256 s.
12. Saltykov S.A. Stereometricheskaya metallografiya. -M.: Metallurgiya, 1976. - 271 s.
