Введение

Термически неупрочняемые сплавы системы Al–Mg (5ХХХ серия по международной классификации и 15ХХ – по отечественной) с хорошими прочностными свойствами получили широкое распространение благодаря высокой коррозионной стойкости и свариваемости. В отожженном состоянии эти сплавы показывают низкий предел текучести, который варьируется от 90 до 160 МПа в зависимости от содержания магния. Поэтому повышение прочностных характеристик Al–Mg сплавов является актуальной научной и технической задачей. Существует несколько способов достичь этой цели.

Традиционным направлением повышения прочности сплавов системы Al–Mg является их деформационно-термическая обработка, которая позволяет повысить прочность сплавов в 1,5–3 раза за счет дислокационного упрочнения. Такое упрочнение сплавов системы Al–Mg сопровождается резким снижением пластичности.

Методы интенсивной пластической деформации (ИПД), которые обеспечивают существенное измельчение зерен до субмикронного размера, такие как равноканальное угловое прессование (РКУП), способствует повышению прочностных характеристик сплавов системы Al–Mg за счет структурного упрочнения по закону Холла-Петча при сохранении достаточно высокой пластичности.

Поиск новых свариваемых алю­миниевых сплавов, относящихся к группе термически неупрочняемых и имеющих более высокие прочностные характеристики, чем существующие промышленные сплавы системы Al–Mg, самым непосредственным образом свя­зан с созданием новых, более совершенных, образцов инновационной техники.

Введение наночастиц вторых фаз, которые обеспечивают как дисперсионное упрочнение, так и уменьшают размер зерен, формирующихся при интенсивной пластической деформации, приводит к повышению прочностных свойств сплава и увеличению его термической стабильности.

Кроме получения листов из сплавов Al–Mg с высокими прочностными свойствами, необходимо решить задачу получения сварных соединений, равнопрочных основному металлу. Наиболее распространенным способом выполнения неразъемных соединений сплавов системы Al–Mg является аргонодуговая сварка. Однако этот способ сварки имеет смысл применять только для отожженного состояния сплавов системы Al–Mg, поскольку упрочнение, достигнутое либо измельчением зерна, либо деформационно-термической обработкой, полностью снимается.

При соединении упрочненных листов сплавов системы Al–Mg с использованием сварки плавлением в сварном шве формируется дендритная структура, что приводит к существенному увеличению размера зерен, а также имеет место укрупнение наночастиц вторых фаз. В зоне термического влияния под действием сварочного тепла наблюдается снятие наклепа.

Использование сварки трением с перемешиванием (СТП), в основе которой лежат процессы интенсивной пластической деформации (ИПД) при повышенной температуре, позволяет решить эту проблему. Максимальная температура нагрева заготовок в процессе СТП не превышает 500…520 °С, а время воздействия исчисляется минутами. При определенных режимах влияние СТП на частицы вторых фаз может быть минимизировано, что позволяет сохранить высокие прочностные свойства в сварных соединениях [1, 2].

В сварном шве формируется мелкозернистая или ультра мелкозернистая структура (УМЗ), которая обеспечивает высокие механические свойства. В зависимости от режима СТП прочность шва в термически неупрочняемых сплавах может не только достигать прочности основного материала в отожженном состоянии, но и превосходить его.

Результаты экспериментальных и теоретических исследований влияния интенсивной пластической деформации на структуру и механические свойства сварных соединений, полученных методом СТП, для сплавов системы AI–Mg позволяют установить механизмы образования новых зерен и механизмы, ответственные за повышение предела текучести за счет формирования мелкозернистой структуры.

Целью настоящей работы являлось исследование механических свойств и структуры сварных соединений сплавов системы AI–Mg, полученных сваркой трением с перемешиванием, а также оптимизация параметров режима сварки для гарантированного получения качественных соединений.

Методика проведения исследований

В исследовании производили соединение листов толщиной 5 мм из термически неупрочняемых деформируемых алюминиево-магниевых сплавов встык по режимам, представленным в табл. 1.

1. Параметры режима сварки трением с перемешиванием (СТП)

листов сплавов системы AI–Mg

Для обеспечения минимального зазора в стыке кромки пластин предварительно фрезеровали. После этого кромки и прилегающую к ним поверхность на ширине 20 мм зачищали механической щеткой из нержавеющей стали.

Сварку трением с перемешиванием осуществляли на лабораторной установке, изготовленной на базе вертикального фрезерного станка с ЧПУ и дополнительно оснащенного индикатором вертикального перемещения фрезерной головки. Для сварки использовался инструмент, выполненный из быстрорежущей стали, со штифтом конусообразной формы и винтовой линией [3].

Длину наконечника инструмента выбирали таким образом, чтобы она была на 0,1…0,15 мм меньше толщины свариваемого металла. Сварку выполняли углом вперед при наклоне инструмента относительно вертикальной оси на 2…3°. С помощью суппорта, закрепленного на валу электродвигателя, инструмент перемещался в вертикальной плоскости, благодаря чему обеспечивалось необходимое заглубление его рабочих частей в свариваемый материал, и поддерживалась постоянной величина осевого усилия его прижатия к соединяемым деталям в процессе сварки. Свариваемые листы надежно фиксировались на стальной подкладке подвижного стола. При этом скорость сварки можно было изменять в пределах 2,0…40 м/ч.

Наличие макродефектов в виде грата и несплавлений на поверхностях сварных соединений определяли с помощью визуального контроля. Внутренние дефекты выявляли на поперечных шлифах, предварительно подготовленных с помощью электролитического полирования и дополнительного травления. Оптическую металлографию осуществляли с использованием микроскопа Neophot-21.

Фрактографическое изучение поверхности изломов разрушенных образцов после механических испытаний проводили методами оптической и растровой электронной микроскопии. Электронную микроскопию производили с помощью растрового электронного микроскопа сверхвысокого разрешения evo-50 фирмы Karl Zeiss, укомплектованного системой энергодисперсионного микроанализа, позволяющего производить картирование по элементному составу.

В исследованиях использовались листы алюминиевых сплавов, химический состав которых представлен в табл. 2, а механические свойства в зависимости от сплава – в табл. 3.

2. Химические составы исследуемых алюминиевых сплавов

3. Механические свойства листов исследуемых алюминиевых сплавов

Из полученных сварных соединений в соответствии с ГОСТ 6996-66 изготавливали образцы с шириной рабочей части 15 мм для определения их предела прочности при одноосном растяжении. Ширина рабочей части образцов для определения характеристик сопротивления усталости составляла 25 мм.

Для точного определения места разрушения образцов производили их химическую обработку. После обезжиривания органическим растворителем и травления в 10 %-ном растворе едкого натрия при температуре 50 ºС в течение 2 мин образцы осветляли в 30 %-ном растворе азотной кислоты в течение 5 мин, промывали и сушили.

Механические испытания образцов осуществляли на универсальном сервогидравлическом комплексе MTS 318.25. Циклические испытания проводили при осевых нагрузках по синусоидальному циклу с коэффициентом R_σ = 0,1 и частоте 15 Гц до полного разрушения образцов. При одних и тех же условиях испытывали серию из 5–7 однотипных образцов.

Для определения прочности металла шва при растяжении, а также прочности металла в ядре шва были использованы образцы, показанные на рис. 1.

Экспериментальные данные усталостных испытаний обрабатывались методами линейного регрессионного анализа, общепринятыми для такого рода исследований. По результатам проведенных усталостных испытаний для каждой серии образцов на основе установленных ограниченных пределов выносливости строилась соответствующая кривая усталости – линия регрессии в координатах 2σ_а – lgN.

Результаты исследований и их обсуждение

Для проведения исследований механических свойств соединений алюминиевых сплавов и их микроструктуры необходимо получить качественные соединения без дефектов. Качественное формирование швов можно обеспечить за счет правильного выбора глубины погружения инструмента в свариваемый металл, частоты вращения инструмента и скорости его линейного перемещения вдоль стыка или скорости сварки v_св [4].

Условия пластического деформирования металла в зоне образования неразъемного соединения определяются температурой его нагревания и скоростью деформирования, которые зависят от частоты вращения инструмента и скорости его линейного перемещения вдоль стыка. Качественное формирование швов при сварке трением с перемешиванием различных алюминиевых сплавов обеспечивается при разных значениях этих параметров. Так, при частоте вращения инструмента N = 1000…1400 об/мин пластичные низколегированные алюминиевые сплавы успешно свариваются при достаточно высоких скоростях сварки.

Инструмент должен обеспечивать нагрев металла в зоне сварки до пластического состояния, перемешивание его по всей толщине свариваемых кромок и перемещение в замкнутом объеме при избыточном давлении.

Существенное влияние на формирование швов оказывают частота вращения инструмента и скорость его перемещения вдоль стыка свариваемых пластин (скорость сварки). Тепловыделение в зоне сварки повышается с увеличением количества оборотов инструмента. Такой же эффект оказывает снижение скорости перемещения инструмента вдоль свариваемого стыка [5].

Скорость сварки и частота вращения инструмента существенно влияют на тепловыделение в зоне сварки. При определенных соотношениях частоты оборотов инструмента и скорости его перемещения по стыку выделяемого при трении тепла может оказаться недостаточно для пластификации объема металла, необходимого для заполнения полости, образуемой наконечником инструмента. Повысить степень пластификации металла можно за счет уменьшения скорости сварки или повышения частоты вращения инструмента.

Учитывая такую взаимосвязь между отмеченными параметрами процесса, использовалось соотношение v_св/N, выражающее длину линейного перемещения инструмента вдоль стыка за один его оборот.

Проведенные экспериментальные исследования позволили определить оптимальные значения этого соотношения в зависимости от марки свариваемого алюминиевого сплава (рис. 2). Так на сплаве АМг5 качественное формирование швов обеспечивается при v_св/N = 0,05…0,26 мм/об или при скоростях сварки 5…16 и 10…32 м/ч, когда частота вращения инструмента составляет 1200 и 2000 об/мин соответственно.

Для сплава 1565ч оптимальное соотношение v_св/N находится в диапазоне 0,04…0,38 мм/об. Таким образом скорость сварки может изменяться в пределах 4,0…18 м/ч при частоте вращения инструмента 1200 об/мин или 8,0…34 м/ч при 2000 об/мин.

Увеличение или уменьшение установленных оптимальных соотношений v_св/N для алюминиевых сплавов вызывает изменение внешнего вида поверхности шва и образование дефектов в швах.

Так, для сплава 1565ч снижение соотношения v_св/N ниже установленного минимально допустимого значения (0,08 мм/об) при СТП приводит к образованию на лицевой поверхности швов дефектов в виде грата (рис. 3, а).

Уменьшение минимально допустимой скорости перемещения рабочего инструмента за один его оборот на 10…20 % вызывает появление участков перегретого металла на лицевой поверхности швов. А при дальнейшем его уменьшении в швах образуются внутренние несплошности, обусловленные недостаточным нагревом  металла (рис. 3, б).

На оптимальном для каждого сплава режиме были сварены опытные образцы, которые затем подвергались механическим испытаниям для оценки механических свойств сварных соединений. Результаты испытаний образцов исследуемых сплавов на статическое растяжение, а также статический и ударный изгибы, приведены в табл. 4. В таблице также приведены величины рассчитанного коэффициента прочности сварных соединений.

Анализ данных, представленных в табл. 4 показывает, что прочность соединения, выполненного СТП, проявляет склонность к увеличению с повышением степени легированности сплава и наличия нагартовки. Коэффициент прочности сварных соединений сплавов системы Al–Mg при сварке в отожженном состоянии находится в диапазоне 0,94…0,99, а при сварке в нагартованном состоянии – 0,70…0,94.

Разрушение образцов, сваренных в отожженном состоянии, происходит по основному металлу за пределами зоны термического влияния для всех исследованных сплавов. При сварке же в нагартованном состоянии образцы разрушались по зоне термического влияния на расстоянии 2…4 мм от ядра шва (рис. 4).

Прочность металла ядра шва имеет тенденцию к увеличению при росте значения содержания магния в сплаве.

Для всех исследованных сплавов достигалось высокое значение угла изгиба в пределах 150…180°, что служило основанием утверждать о высокой пластичности металла зоны перемешивания (металла шва).

Поскольку разрушение образцов при статическом нагружении происходило по зоне термомеханического влияния, то были выполнены испытания специальных образцов для определения прочности материала в зоне перемешивания (в ядре шва). В этой зоне структура представлена зернами примерно равной величины в результате рекристаллизации.

В результате проведенных испытаний установлено, что разрушение всех образцов концентрировалось по ядру шва. При этом средние значения напряжения разрушения образцов, вырезанных вдоль и поперек направления сварки, примерно одинаковы и равны для сплава 1565ч 366…380 МПа, что превышает значение прочности основного металла  354 МПа (в отожженном состоянии).

Полученный результат можно объяснить только формированием при сварке трением с перемешиванием в ядре шва однородной мелкозернистой бездефектной структуры.

Металлографический анализ структуры зоны перемешивания показал, что она представляет собой чередование в направлении деформации слоев материала толщиной 0,4…0,6 мкм (рис. 5, а). На представленной фотографии достаточно четко просматриваются элементы типичной «луковичной» структуры, характерной для сварки трением с перемешиванием (рис. 5, б, в).

Механизм формирования луковичной структуры тесно связан с градиентом температуры в поверхностном слое свариваемого сплава и может быть интерпретирован на основе положений о вихревом характере течения пластифицированного металла [6, 7].  Образование луковичных структур слоистого характера при трении скольжения происходит в результате наложения друг на друга двух процессов – разупрочнения при фрикционном нагреве и упрочнения под влиянием пластического деформирования [6]. Отмеченный процесс носит периодический характер.

В рамках проводимых исследований было установлено влияние процесса сварки трением с перемешиванием на размер зерна в зоне перемешивания в зависимости от исходного размера зерна в листовом полуфабрикате исследуемых сплавов.

Исходная микроструктура листов представлена сильно деформированными в направлении прокатки зернами со средним размером для сплава 1565ч в диапазоне 18…24 мкм, а сплава 01570 – 30…35 мкм (рис. 6, а, б). Аналогичные измерения размера зерна были проведены в центре зоны перемешивания (в ядре шва) соединений указанных сплавов, выполненных СТП. Измерения охватывали область сварного шва с равноосной мелкозернистой структурой. Для измерений размеров зерен использовался лазерно-конфокальный микроскоп LEXT4000.  Проведенные расчеты и измерения среднего размера зерна в металле шва показали примерно одинаковый результат для обоих сплавов на уровне 3,8…6,9 мкм (рис. 6, в, г). Полученные результаты достаточно хорошо

Полученные результаты металлографических и структурных исследований показали, что при сварке листов исследованных сплавов толщиной 5 мм в ядре сварного шва наблюдается формирование мелкозернистой структуры с одинаковым размером зерна при декорировании границ зерен твердыми частицами оксидов.

Формирование указанной структуры можно объяснить интенсивным термомеханическим воздействием в процессе сварки трением с перемешиванием вращающегося инструмента и динамической рекристаллизацией свариваемого сплава в данных условиях. Одним из доказательств протекания процесса динамической рекристаллизации  является образование большеугловых границ разориентировки границ зерен. Большеугловыми границами рекристаллизованных зерен считаются зерна, угол разориентировки которых превышает 15°.

Для определения угла разориентировки зерен в ядре сварного шва использовался метод обратного рассеяния электронов (EBSD). Указанный метод позволяет  определять углы ориентации зерен с точностью до 2°. По результатам замеров средний размер зерна в зоне ядра шва исследуемых сплавов составил 4,9 мкм, что хорошо совпадает с результатами оптической микроскопии.

Из обратной полюсной фигуры с нанесенными большеугловыми и малоугловыми границами зерен следует, что границы зерен преимущественно являются большеугловыми (рис. 7, а). Из анализа распределения границ по углам разориентации, результаты которого приведены на рис. 7, б,  следует, что характер распределения близок к случайному распределению границ в кубическом кристалле, что характерно для структур, в которых прошла рекристаллизация [13].

Полученные данные свидетельствуют о том, что доля границ с малыми углами разориентировки составляет не более 18 % от общего числа границ. Это позволяет констатировать, что данная структура сформирована, в основном, равноосными зернами с большеугловыми границами. Эти результаты хорошо согласуются  с результатами оптической микроскопии металла сварного шва.

В зоне термического влияния, которая удалена от ядра шва на расстояние примерно 5,5 мм превалируют малоугловые границы разориентировки зерен (рис. 8).

Исследование фольг, полученных из металла ядра шва сплавов 1565ч и 01570, методом просвечивающей электронной микроскопии подтвердило наличие в центральной части шва рекристаллизованной структуры.

На рис. 9, а представлено светлопольное изображение зерна, границы которого являются большеугловыми, прямыми и четкими с полосчатым контрастом. Дислокационные скопления внутри зерна не наблюдаются. Отдельные дислокации расположены вблизи границ и на дисперсных частицах, расположенных внутри тела зерна (рис. 9, б).

Представляет интерес изменение плотности дислокаций в металле сварного шва по сравнению с основным материалом. Результаты исследований показали следующее. После горячей прокатки микроструктура листов сплава 1565ч состоит из вытянутых вдоль направления прокатки зерен со средней толщиной порядка 65…70 мкм, которые разделены деформационными полосами с толщиной 240…260 нм. Плотность свободных решеточных дислокаций относительно небольшая (4,3·10¹³ м^–2). В материале присутствуют равномерно распределенные некогерентные частицы фазы А1₆Мn со средним диаметром около 28 нм, объемная доля которых составила 0,084 %.

В результате соединения крупнозернистых листов сплава 1565ч сваркой трением с перемешиванием формируется ассиметричный бездефектный шов с хорошо различимой зоной перемешивания, что является характерным для Al‒Mg сплавов. В зоне перемешивания наблюдается полностью рекристаллизованная структура, состоящая из равноосных зерен со средним размером 4,5 мкм. Объемная доля большеугловых границ достигает приблизительно 77 %. Плотность дислокаций ниже, чем в основном материале – около 2,4·10¹³ м^–2. Сварка трением с перемешиванием приводит к значительному росту частиц А1₆Мn до 75 нм. Они сохранили форму, близкую к сферической, а объемная доля увеличилась незначительно – около 0,12 %.

Микроструктура листов сплава 01570 представлена сильно вытянутыми в направлении прокатки зернами со средней толщиной 33 мкм. Внутри зерен наблюдается развитая субструктура со средним размером кристаллитов 0,8 мкм. Просвечивающая электронная микроскопия показала, что плотность дислокаций в материале относительно небольшая (4,4·10¹³ м^–2), присутствуют равномерно распределенные когерентные частицы Al₃(Sc, Zr) со средним размером 11 нм и объемной долей 0,12 %.

Сварка трением с перемешиванием приводит к получению бездефектного сварного соединения с хорошо различимой зоной перемешивания, в которой формируется полностью рекристаллизованная структура, состоящая из равноосных зерен со средним размером 2,2 мкм. Плотность дислокаций по сравнению с основным материалом практически не изменилась (около 4·10¹³ м^–2). ПЭМ показала, что объемная доля частиц Al₃(Sc, Zr) не изменяется, а их размер возрастает до 18 нм. При этом корегентность этих частиц сохраняется.

3. Механические свойства сварных соединений, полученных СТП на исследуемых сплавах

4. Средние значения твердости образцов сварного соединения листов алюминиево-магниевого сплава 1565чМ толщиной 5,0 мм

В табл. 5 представлены усредненные значения твердости различных зон сварного соединения в сравнении с твердостью основного металла. Анализ полученных результатов измерений позволяет заключить, что в центральной части сварного шва (ядре зоны перемешивания) твердость материала достигает максимальных значений.

Из анализа кривых распределения твердости в полученных сварных соединениях следует, что металл сварного шва листов сплава 1565чМ характеризуются двумя заметно различающимися участками: центральной части и прилегающих с обеих сторон зонами термомеханического влияния. По сравнению с твердостью основного металла максимальное повышение твердости произошло в центре сварного соединения. В нижней части шва (зона стыка) наблюдается заметное колебание значений твердости, особенно в зоне термомеханического влияния с набегающей стороны шва (рис. 10). Наибольшие значения твердости соответствуют верхней части образца, где структура формировалась вследствие трения буртика рабочего инструмента о поверхность свариваемых листовых заготовок.

Разрушение бездефектных сварных соединений исследуемых сплавов системы Al–Mg произошло в зоне термомеханического влияния, так как ЗТМВ технически относится ко всей деформируемой области и часто используется для описания любой зоны сварного шва, полученного при сварке трением с перемешиванием [14].

Прочность сварных соединений и величина временного сопротивления для листов, толщиной 5,0 мм, сваренных на оптимальном режиме без дефектов в структуре шва близка свойствам исходного материала. Разрушение этих образцов происходило в зоне термомеханического влияния на «отступающей» стороне по линии стыка.

На рис. 11 показан характерный вид поверхности разрушения после испытаний на статическое растяжение и приведена фрактограмма поверхности излома этих образцов. Из полученных результатов следует, что процесс разрушения проходил в две стадии – раскрытие материала по линии стыка в корневой части сварного шва с последующим разрушение остального объема материала.

При циклических нагрузках в образцах сварных соединений сплавов АМг2 и 1565чМ, выполненных аргонодуговой сваркой неплавящимся электродом зарождение усталостных трещин происходило в месте максимальной концентрации напряжений в зоне сплавления шва с основным материалом.

Отсутствие усиления шва на образцах, сваренных трением с перемешиванием, позволяет избежать высокой концентрации напряжений в месте сопряжения шва с основным материалом. Однако в них наблюдается геометрическая неоднородность у края зоны термомеханического воздействия, которая образуется вследствие погружения бурта инструмента в свариваемый металл на глубину 0,1…0,2 мм. Поэтому зарождение усталостных трещин в образцах таких сварных соединений в большинстве случаев происходит именно в этом месте, хотя в некоторых случаях они разрушаются по основному материалу. Последние результаты в расчет не принимали и анализировали только показатели, полученные в случае разрушения образцов у зоны термомеханического влияния.

В результате проведенных исследований установлено, что сварные соединения, полученные в твердой фазе трением с перемешиванием, имеют циклическую долговечность близкую к основному материалу (рис. 12). Их характеристики сопротивления усталости находятся выше значений для соединений, выполненных аргонодуговой сваркой неплавящимся электродом, во всей области долговечностей 10⁵…2·10⁶ циклов перемен напряжений, а ограниченный предел выносливости на базе 2·10⁶ циклов составляет 110 МПа, что всего на 5 % ниже, чем для основного материала. К снижению долговечности сварных соединений, выполненных аргонодуговой сваркой неплавящимся электродом, более чем в 2 раза приводят, главным образом, высокая концентрация действующих напряжений, обусловленная геометрическими параметрами шва, и остаточные сварочные напряжения.

Аналогичная картина наблюдалась и при циклических испытаниях сварных соединений сплава 1565чМ. Испытания показали, что образцы, сваренные аргонодуговой сваркой без удаления выпуклости сварного шва при испытании на базе 10⁷ циклов, имеют ограниченный предел выносливости равный 70 МПа, с  удалением выпуклостей – 100 МПа, для плазменной сварки – 70 МПа, а для СТП – 130 МПа.

Таким образом, на основании полученных результатов можно утверждать, что сварка трением с перемешиванием обладает существенными преимуществами по сравнению со сваркой плавлением. При сварке трением с перемешиванием лучше сохраняются свойства основного металла, сварное соединение имеет меньший уровень остаточных напряжений и деформаций, отсутствует выгорание компонентов сплава, достигаются высокие скорости сварки при больших объемах производства без ухудшения свойств изделий.

Перемещение инструмента вдоль стыка приводит к массопереносу металла в зону, освобождающуюся позади инструмента. Благодаря этому инициируется перемешивание свариваемого металла с образованием сварного шва. Процессы интенсивной пластической деформации оказывают влияние на формирование микроструктуры сварного шва, от которой зависят его прочностные свойства, однако, определяющим фактором являются температурно-временные условия, при которых реализуется процесс сварки трением с перемешиванием.

Исследование структуры ядра шва выявило особую слоистую структуру металла, которая состоит из рекристаллизованных зерен, разделенных большеугловыми границами. Образование подобной  структуры свидетельствуют о самоорганизации микроструктуры зоны ядра, в формировании которой определяющими являются температура и пластическая деформация.

Установлено, что механизм разрушения сварного соединения определяется наличием дефектов, которые снижают эффективное сечение сварного соединения.

Формирование структуры материала в процессе сварки трением с перемешиванием на макроуровне определяется образованием слоистой структуры деформированного слоя в результате пластических сдвигов отдельных слоев, а на микроуровне – формированием высокодисперсной структуры, обусловленной интенсивной пластической деформацией. При этом в структуре ядра шва при сварке трением с перемешиванием наблюдается полное завершение динамической рекристаллизации.

Разрушение образцов сварных соединений сплавов системы Al–Mg носит двухстадийный характер и зависит от наличия дефектов в сварном шве. В одном случае начальная стадия характеризуется появлением первичной трещины в корне шва по линии стыка с последующим разрывом по направлению действия максимальных касательных напряжений. В другом случае разрушение обусловлено наличием дефектов вблизи лицевой стороны шва на наступающей стороне, где первоначально происходит разрыв металла с дальнейшим разрушением по границе ядра шва.

Экспериментально путем получения характеристик сопротивления усталости обоснована эффективность применения процесса сварки трением с перемешиванием вместо сварки плавлением для изготовления из алюминиевых сплавов системы Al–Mg конструкций, работающих в условиях переменных нагрузок. Показано, что долговечность стыковых соединений листов указанных сплавов, выполненных сваркой трением с перемешиванием, практически достигает уровня основного материала, тогда как для соединений, полученных аргонодуговой сваркой неплавящимся электродом, она почти в 2 раза ниже.

1. Ovchinnikov, V.V. Technological peculiarities of fric-tion welding with aluminum and magnesium alloys stir (re-view) // Mechanical Engineering and Engineering Education. – 2016. – No.4. – pp. 22-45.

2. Poklyatsky, A.G. Peculiarities of temperature distribu-tion in thin sheet aluminum alloy AMg5M during friction welding with stir // Machine Welding. – 2011. – No.8. – pp. 48-51.

3. Ovchinnikov, V.V., Drits, A.M., Bakshaev, V.A. Stress-strain properties of plate welds of aluminum alloy AD0 carried out by fusion and friction welding with stir // Science Intensive Technologies in Mechanical Engineering. – 2018. – No.8 (86). – pp. 3-10.

4. Drits, A.M., Ovchinnikov, V.V., Bakshaev, V.A. Crite-ria for mode parameter choice of friction welding with stir of thin sheets of aluminum alloy 1565ch. // Non-Ferrous Metals. – 2018. – No.1. – pp. 85-93.

5. Drits, A.M., Ovchinnikov, V.V. Aluminum Alloy Weld-ing. – M.: “Ore and Metals” Publishing House, 2017. – pp. 440.

6. Rubtsov, V.E., Kolubaev, A.V. Plastic Deformation and Quasi-periodic oscillations in tribological system // Letters to ZhTF. – 2004. – Vol. 74, edition 11. – pp. 63-69.

7. Panin, V.E., Yegorushkin, V.E. Physical mesomechanics of crystalline structure breaking at intensive plastic defor-mation // Physical Mesomechanics. – 2008. – Vol.11, No.5. – pp. 5-6.

8. Fonda R.W. Microstructural evolution ahead of the tool in aluminum friction stir welds / R.W. Fonda, K. Knipling, F. Bingert // Scripta Materiala. – 2007. – Vol. 58. – P. 343–348.

9. Frolov, V.A., Konkevich, V.Yu., Predko, P.Yu., Belocerkovec, V.V. Svarka treniem s peremeshivaniem termicheski uprochnyaemogo splava V95 sistemy Al–Zn–Mg–Cu // Svarochnoe proizvodstvo. – 2013. – № 3. – S. 21–26.

10. Huang Y. Microstructure and surface mechanical property of AZ31 Mg/SiCp surface composite fabricated by Direct Friction Stir Processing / Y. Huang, T. Wang, W. Guo, L. Wan, Sh. Lv // Materials and Design. – 2014. – № 59. – P. 274–278.

11. Ovchinnikov V.V., Drits A. M., Gureeva M.A., Malov D.V. Effect of the Grain Size of the Initial Structure of 1565chM Alloy on the Structure and Properties of the Joints Fabricated by Friction Stir Welding // Russian Metallurgy (Metally), Vol. 2017, No. 12, pp. 44–50.

12. Malofeev, S.S., Kulickiy, V.A. Struktura i mehanicheskie svoystva svarnyh shvov splava 1570S, vypolnennyh svarkoy treniem s peremeshivaniem // Metally. – 2012. – №5. – S.94–99.

13. McNelley T.R. Recrystallization mechanisms during friction stir welding / processing of aluminum alloys / T.R. McNelley, S. Swamtnathan, J.Q. Su // Scripta Materialia. – 2008. – № 58. – P. 349–354.

14. Karmanov, V.V., Kameneva, A.L., Karmanov, V.V. Svarka treniem s peremeshivaniem alyuminievyh splavov: suschnost' i specificheskie osobennosti processa, osobennosti struktury svarnogo shva // Vestnik PNIPU. Aerokosmicheskaya tehnika. 2012. – № 32. – S. 67–80.