«Дослідження технології зварювання тертям деталей з алюмінієвих сплавів»

Боженко, Владислав Андрійович

Please use this identifier to cite or link to this item: https://er.chdtu.edu.ua/handle/ChSTU/8951

Title:	«Дослідження технології зварювання тертям деталей з алюмінієвих сплавів»
Authors:	Гордієнко, Валентин Іванович Боженко, Владислав Андрійович
Keywords:	Технології зварювання
Issue Date:	2024
Abstract:	АНОТАЦІЯ Тема кваліфікаційної роботи магістра: «Дослідження технології зварювання тертям деталей з алюмінієвих сплавів» Виконавець: студент групи мТМ-32 Боженко Владислав Андрійович. Керівник: д.т.н., професор Гордієнко Валентин Іванович. Кваліфікаційна робота містить 109 сторінок формату А4, 33 рисунки, 19 таблиць, 82 літературні джерела. У роботі досліджується вплив технологічних параметрів зварювання тертям на якість зварних з'єднань деталей з алюмінієвих сплавів, зокрема аналізується структура зварного шва, механічні властивості та корозійна стійкість з’єднань. Актуальність роботи обумовлена потребою підвищення міцності та експлуатаційної надійності сучасних алюмінієвих конструкцій в умовах жорстких експлуатаційних режимів, особливо в авіаційній, залізничній та автомобільній галузях. Перший розділ присвячено аналізу властивостей алюмінієвих сплавів, які застосовуються в конструкціях літальних апаратів, характеристиці технологій зварювання, зокрема методу зварювання тертям з перемішуванням, і викликам, пов’язаним із забезпеченням якості зварних з'єднань. Другий розділ містить теоретичні дослідження та опис технологічного процесу зварювання, зокрема впливу технологічних параметрів (швидкості охолодження, частоти обертання інструмента) на формування структури зварного шва. Третій розділ описує експериментальні дослідження структури та властивостей зварних з'єднань, отриманих при різних технологічних параметрах. Визначено оптимальні режими зварювання для підвищення міцності та корозійної стійкості з’єднань. Результати дослідження можуть бути використані для вдосконалення технологій зварювання алюмінієвих сплавів, підвищення їх надійності та зниження експлуатаційних витрат. Четвертий розділ присвячено Охороні праці та безпеці в надзвичайних ситуаціях; Технології переробки алюмінієвих відходів.
URI:	https://er.chdtu.edu.ua/handle/ChSTU/8951
Appears in Collections:	131 Прикладна механіка (Технології машинобудування)

Files in This Item:

File	Description	Size	Format
Боженко.pdf Restricted Access		2.87 MB	Adobe PDF	View/Open Request a copy

Show full item record

Extracted text

Міністерство освіти і науки України
Черкаський державний технологічний університет
Факультет електронних технологій, автотранспорту та машинобудування
Кафедра технології та обладнання машинобудівних виробництв

До захисту допущено:
Завідувач кафедри ТОМВ
____________Георгій КАНАШЕВИЧ
«_____»_____________2024р.

Пояснювальна записка
до кваліфікаційної роботи магістра

на тему: «Дослідження технології зварювання тертям деталей з алюмінієвих
сплавів»

Виконав: здобувач 2 курсу, групи мТМ-32
Спеціальності 131 – «Прикладна механіка»
Освітня програма – «Технології машинобудування»
Боженко Владислав Андрійович
Керівник: д.т.н., проф. Гордієнко Валентин Іванович
Рецензент: Начальник виробництва ТОВ «МНВК»
Станко-Груп» м.Черкаси
Васильківський Олександр Вікторович

Черкаси 2024 р.
Черкаський державний технологічний університет
Факультет електронних технологій, автотранспорту та машинобудування
Кафедра технології та обладнання машинобудівних виробництв
Освітній рівень магістерський.
Спеціальність 131 «Прикладна механіка».
Освітня програма «Технології машинобудування»

ЗАТВЕРДЖУЮ:
Завідувач кафедри ТОМВ
Георгій КАНАШЕВИЧ
« » ____________2024р.

ЗАВДАННЯ
на кваліфікаційну роботу магістра

_Боженку Владиславу Андрійовичу_
(прізвище, ім’я, по батькові)
1. Тема роботи «Дослідження технології зварювання тертям деталей з
алюмінієвих сплавів».
Керівник роботи Гордієнко Валентин Іванович, д.т.н., професор
(прізвище, ім’я, по батькові, науковий ступінь, вчене звання)
Затверджена наказом Черкаського державного технологічного університету від
«16» вересня 2024р. №272/04
2. Термін подання здобувачем роботи 26. 11. 2024 р.
3. Вихідні дані до роботи: Технологія зварювання тертям, Характеристика
досліджуваних матеріалів, Завдання до розділу охорона праці та безпека в НС
4. Зміст пояснювальної записки: Стан питання та завдання дослідження;
Характеристика сучасних жароміцних алюмінієвих сплавів та особливості їх
термічної обробки; Досліджувані матеріали; Устаткування для отримання
зварних з'єднань; Дослідження фізико-механічних властивостей; Формування
структури і властивостей зварних з’єднань листів зі сплавів системи Al-Cu-Mg І
Al-Mg-Mn; Охорона праці та безпека в НС
5. Перелік графічного матеріал(з точним зазначенням обов’язкових
креслеників, плакатів, презентацій тощо Тема, мета, задачі, об’єкт
дослідження, предмет дослідження; Схема процесу зварювання тертям із
перемішуванням; Дослідно-промислова установка. Режими зварювання
тертям із перемішуванням стикових з’єднань; Схема вирізки зразків для
дослідження структури зварних з'єднань; Схематичне зображення зразка
зварного з'єднання пластин; Параметри режимів зварювання тертям із
перемішуванням листів сплаву системи Al–Cu–Mg; Середні значення твердості
зразків зварного з'єднання листів; Поверхня руйнування та фрактограма
поверхні зламу; Охорона праці та безпека в НС; Загальні висновки
6. Керівники з роботи із зазначенням розділів роботи, що їх стосується
Прізвище, ініціали та посада Підпис, дата
Розділ
консультанта завдання видав завдання прийняв
Розділ 1-3 Гордієнко Валентин Іванович
Розділ 4 Цікановський Володимир Леонідович

7. Дата видачі завдання 16.09.2024 р.
Календарний план
№ Назва етапів дипломного Строк
Примітка
з/п роботи виконання етапів роботи
1 Збір інформації для написання КРМ 16.04. - 01.10.2024
2 Написання І розділу КРМ 02.10.-15.10.2024
3 Написання ІІ розділу КРМ 16.10 – 24.10.2024
4 Написання ІІІ розділу КРМ 25.10 – 2.11.2024
5 Написання розділу з охорони праці 3.11 – 9.11.2024
6 Оформлення пояснювальної записки 10.11 – 25.11.2024
7 Оформлення графічної документації 26.11 – 04.12.2024
8 Захист роботи 17.12.-19.12.2024р.

Здобувач ___________ Владислав БОЖЕНКО
Підпис Власне ім’я, ПРІЗВИЩЕ

Керівник ___________ _Валентин ГОРДІЄНКО__
Підпис Власне ім’я, ПРІЗВИЩЕ

4
АНОТАЦІЯ
Тема кваліфікаційної роботи магістра: «Дослідження технології зварювання
тертям деталей з алюмінієвих сплавів»
Виконавець: студент групи мТМ-32 Боженко Владислав Андрійович.
Керівник: д.т.н., професор Гордієнко Валентин Іванович.
Кваліфікаційна робота містить 109 сторінок формату А4, 33 рисунки, 19
таблиць, 82 літературні джерела.
У роботі досліджується вплив технологічних параметрів зварювання тертям
на якість зварних з'єднань деталей з алюмінієвих сплавів, зокрема аналізується
структура зварного шва, механічні властивості та корозійна стійкість з’єднань.
Актуальність роботи обумовлена потребою підвищення міцності та
експлуатаційної надійності сучасних алюмінієвих конструкцій в умовах жорстких
експлуатаційних режимів, особливо в авіаційній, залізничній та автомобільній
галузях.
Перший розділ присвячено аналізу властивостей алюмінієвих сплавів, які
застосовуються в конструкціях літальних апаратів, характеристиці технологій
зварювання, зокрема методу зварювання тертям з перемішуванням, і викликам,
пов’язаним із забезпеченням якості зварних з'єднань.
Другий розділ містить теоретичні дослідження та опис технологічного
процесу зварювання, зокрема впливу технологічних параметрів (швидкості
охолодження, частоти обертання інструмента) на формування структури зварного
шва.
Третій розділ описує експериментальні дослідження структури та
властивостей зварних з'єднань, отриманих при різних технологічних параметрах.
Визначено оптимальні режими зварювання для підвищення міцності та корозійної
стійкості з’єднань.
Результати дослідження можуть бути використані для вдосконалення
технологій зварювання алюмінієвих сплавів, підвищення їх надійності та зниження
експлуатаційних витрат.
Четвертий розділ присвячено Охороні праці та безпеці в надзвичайних
ситуаціях; Технології переробки алюмінієвих відходів.
5
ABSTRACT
Master's qualification thesis topic: "Investigation of the Friction Welding
Technology for Aluminum Alloy Components"
Author: student of group mTM-32, Vladyslav Bоzhenko.
Supervisor: Doctor of Technical Sciences, Professor Valentyn Hordiienko.
The qualification thesis contains 109 A4 pages, 33 figures, 19 tables, and 82
references.
The thesis investigates the influence of friction welding parameters on the quality of
welded joints of aluminum alloy components. The analysis includes the weld seam
structure, mechanical properties, and corrosion resistance of the joints.
Relevance of the research is determined by the need to improve the strength and
operational reliability of modern aluminum constructions under harsh operating
conditions, especially in the aviation, railway, and automotive industries.
The first chapter focuses on the analysis of the properties of aluminum alloys used
in aircraft constructions. It also discusses welding technologies, particularly the friction
stir welding method, and the challenges associated with ensuring the quality of welded
joints.
The second chapter includes theoretical studies and a description of the
technological process of welding. It examines the influence of parameters such as cooling
rate and tool rotation speed on the weld seam structure.
The third chapter describes experimental studies of the structure and properties of
welded joints obtained under various technological parameters. Optimal welding regimes
to enhance the strength and corrosion resistance of the joints are identified.
The research findings can be applied to improve aluminum alloy welding
technologies, increase their reliability, and reduce operational costs.
The fourth chapter addresses occupational safety and emergency preparedness,
Aluminum waste recycling technologies.

6
Зміст
Вступ ................................................................................................................................. 8
РОЗДІЛ 1. СТАН ПИТАННЯ ТА ЗАВДАННЯ ДОСЛІДЖЕННЯ ....................... 10
1.1 Аналіз вимог, що висуваються до алюмінієвих сплавів для конструкцій
сучасних літальних апаратів ........................................................................................ 10
1.2. Характеристика сучасних жароміцних алюмінієвих сплавів та
особливості їх термічної обробки ................................................................................ 12
1.3 Механічні та технологічні властивості сплаву системи Al–Cu–Mg ........... 18
1.4 Алюмінієвий сплав 1565ч системи Al-Mg ..................................................... 21
1.5 Проблеми отримання якісних зварних з'єднань алюмінієвих сплавів при
зварюванні плавленням ................................................................................................ 23
1.6 Зварювання тертям з перемішуванням, як метод з'єднання листових
заготовок із алюмінієвих сплавів ................................................................................. 25
1.7 Особливості зварювання тертям з перемішуванням алюмінієвих сплавів, що
термічно зміцнюються .................................................................................................. 34
Висновки до розділу 1 .............................................................................................. 37
Розділ 2. Теоретичні дослідження ........................................................................... 39
2.1 Досліджувані матеріали ................................................................................... 39
2.2 Устаткування для отримання зварних з'єднань ............................................. 39
2.3 Дослідження фізико-механічних властивостей ............................................. 41
2.3.1. Дослідження на розтяг ............................................................................... 41
2.4 Методи дослідження структури зварних з'єднань ........................................ 44
2.5 Вимірювання температури металу в зоні перемішування ........................... 47
2.6 Вимірювання внутрішніх напружень ............................................................. 48
2.7 Випробування листів з алюмінієвих сплавів та їх зварних з'єднань на
схильність до міжкристалітної корозії ........................................................................ 48
Розділ 3. Формування структури і властивостей зварних з’єднань листів зі
сплавів системи Al-Cu-Mg І Al-Mg-Mn ...................................................................... 50

7
3.1 Отримання зварних з'єднань листів сплавів Al–Cu–Mg та Al–Mg–Mn методом
аргонодугового зварювання ......................................................................................... 50
3.2 Формування структури зварних з'єднань листів сплавів Al–Cu–Mg та Al–Mg–
Mn при зварюванні тертям із перемішуванням.......................................................... 58
3.3 Характер руйнування зварних з'єднань, виконаних ЗТП, при випробуваннях
на статичне розтягування ............................................................................................. 70
3.4 Вплив основних параметрів режиму зварювання тертям із перемішуванням
на термічний цикл процесу .......................................................................................... 72
3.5 Внутрішні напруження у зварних з'єднаннях досліджуваних сплавів,
виконаних зварюванням тертям із перемішуванням ................................................. 77
Висновки до розділу 3 .............................................................................................. 79
Розділ 4. Охорона праці та безпека в надзвичайних ситуаціях ............................ 81
4.1 Технології переробки алюмінієвих відходів.................................................. 81
4.2 Основні інженерно-технічні засоби захисту від пожежі ................................ 98
Загальні висновки .................................................................................................... 100
Список використаної літератури ............................................................................... 101

8
Вступ
Зростаючі вимоги до міцності, технологічних і експлуатаційних
властивостей деформованих алюмінієвих сплавів, які використовуються в
авіаційній техніці, обумовлені збільшенням навантажень, розширенням діапазону
робочих температур для елементів конструкцій перспективних літаків, а також
прагненням до впровадження більш технологічних сплавів, які дозволяють
застосовувати обробку тиском, зварювання тощо.
Для заміни традиційних деформованих алюмінієвих сплавів, які не
відповідають сучасним вимогам при розробці нових зразків літальних апаратів,
необхідно застосовувати досконаліші конструкційні алюмінієві сплави з
підвищеними механічними, експлуатаційними та технологічними
характеристиками.
Часто під час використання традиційних методів зварювання, заснованих на
плавленні металу, для з'єднання термічно зміцнюваних жароміцних алюмінієвих
сплавів, у результаті впливу високих температур суттєво змінюється структурно-
фазовий стан і знижуються міцнісні властивості металу зварного шва. Це обмежує
застосування таких матеріалів для створення легких і надійних конструкцій з
покращеними експлуатаційними характеристиками.
У 1991 році було запропоновано новий спосіб створення нероз'ємних з'єднань
у твердій фазі – зварювання тертям із перемішуванням (ЗТП). Цей спосіб на
сьогодні дедалі більше поширюється у світовій промисловості для виробництва
вузлів і деталей авіакосмічної, залізничної та автомобільної техніки, оскільки
дозволяє формувати нероз'ємні з'єднання, міцнісні та втомні характеристики яких
наближаються до характеристик основного металу.
Попри переваги зварювання тертям із перемішуванням, існує низка чинників,
що обмежують його застосування для виготовлення конструкцій із високоміцних
термооброблюваних алюмінієвих сплавів. У першу чергу це складність вибору
технологічного режиму. Ще однією проблемою при зварюванні тертям із
перемішуванням є можливість виникнення різних зварювальних дефектів,

9
викликаних фізико-механічними властивостями термічно зміцнюваних
алюмінієвих сплавів.
Аналіз літературних джерел показав, що для підвищення рівня властивостей
зварних з'єднань алюмінієвих сплавів ефективним є додатковий вплив на метал шва
під час зварювання. Одним із таких зовнішніх впливів може бути ультразвуковий
вплив. Технологія зварювання тертям із перемішуванням з ультразвуковим
впливом є новою, і за останні п’ять років спостерігається різкий ріст публікаційної
активності з цієї тематики.
Окрім ультразвукового впливу на метал шва, ефективним методом
управління структурою і властивостями з'єднань алюмінієвих сплавів при
зварюванні тертям із перемішуванням є додаткове охолодження металу шва.
Додаткове охолодження металу шва та зони поблизу шва є надзвичайно важливим
під час зварювання алюмінієвих сплавів, схильних до перегрівання, таких як
сплави системи Al–Cu–Mg. У зв’язку з викладеним дослідження впливу технології
охолодження на структуру та властивості зварних з’єднань сплавів систем
легування Al–Cu–Mg та Al–Mg–Mn під час зварювання тертям із перемішуванням
стає надзвичайно актуальним.
Метою роботи було вивчення впливу технології охолодження під час
зварювання тертям на структуру та властивості з’єднань алюмінієвих сплавів.
Для досягнення поставленої мети необхідно було вирішити такі завдання:
1. Встановити вплив основних параметрів режиму зварювання тертям на
структуру та механічні властивості листів алюмінієвих сплавів.
2. Провести аналіз впливу швидкості охолодження зварного з’єднання
при зварюванні тертям на середній розмір зерна в зоні перемішування сплавів
систем легування Al–Cu–Mg та Al–Mg–Mn.
3. Виявити вплив технології охолодження з’єднання на механічні
властивості з’єднань систем легування Al–Cu–Mg та Al–Mg–Mn за нормальних і
підвищених температур.
10
4. Дослідити вплив технології охолодження на корозійну стійкість
зварних з’єднань листів сплавів систем легування Al–Cu–Mg та Al–Mg–Mn,
виконаних зварюванням тертям із перемішуванням.
5. Відтворити технологічні рекомендації щодо виконання зварювання
тертям із перемішуванням з’єднань листів алюмінієвих сплавів систем легування
Al–Cu–Mg та Al–Mg–Mn.

РОЗДІЛ 1. СТАН ПИТАННЯ ТА ЗАВДАННЯ ДОСЛІДЖЕННЯ
1.1 Аналіз вимог, що висуваються до алюмінієвих сплавів для
конструкцій сучасних літальних апаратів
Сучасні літальні апарати проєктуються та виготовляються з урахуванням
особливих вимог до безпеки польотів і надзвичайно жорстких умов експлуатації:
багаторазового перевищення швидкості звуку, повторюваних пікових
навантажень, форсованих режимів польотів за будь-яких погодних та кліматичних
умов, різких перепадів температур, аеродинамічного характеру зовнішніх силових
впливів. Рішення завдань щодо збільшення ресурсу, мінімізації розмірів агрегатів
можливе завдяки новому підходу до вибору конструкційних і функціональних
матеріалів, заснованому на понятті інтегрованої якості авіаційних матеріалів.
Інтегрована якість авіаційних матеріалів визначається параметрами, об'єднаними в
кілька груп. Серед них найважливішими є вагова ефективність, надійність,
технологічність, економічність, ремонтопридатність тощо [1].
Алюмінієві сплави залишаються основним конструкційним матеріалом
авіакосмічної техніки. Обсяг їх застосування становить приблизно 70% від
загальної кількості конструкційних матеріалів у планері літаків.
Алюмінієві сплави мають відповідати таким вимогам:
- мінімальна вага конструкції;
- жароміцність;
- стійкість до втомних навантажень;
- зварюваність;
- тріщиностійкість;
11
- корозійна стійкість.
Окрім вимог забезпечення заданих фізико-механічних властивостей,
необхідно враховувати технологічність матеріалу – мінімальні зміни розмірів під
час термічної обробки, можливість проведення виправлення, мінімальну
схильність до утворення тріщин тощо.
У зварних конструкціях літальних апаратів як конструкційний матеріал
застосовують алюмінієві сплави двох систем легування Al–Mg і Al–Cu–Mg. Сплави
системи Al–Cu–Mg використовують для виготовлення деталей і вузлів, які
працюють за умов підвищених температур і навантажень [2].
На основі системи Al–Cu–Mn розроблено високоміцний зварюваний
алюмінієвий сплав 01205 із невеликими добавками кадмію та цирконію, а також
освоєно у виробництві зварюваний жароміцний сплав 1201 [3].
Сплави 01205 і 1201 рекомендовані для застосування у зварних ємностях,
баках та інших подібних конструкціях як більш міцні та жароміцні, ніж сплав
АМг6, а також для об'єктів кріогенної техніки.
З розвитком авіаційної та космічної техніки виникла гостра потреба в розробці
зварюваних деформованих алюмінієвих сплавів. У 1950-х роках на основі системи
Al–Mg було розроблено низку сплавів (магналій): АМг1, АМг2, АМг3, АМг4,
АМг5, АМг6, здатних довго працювати в інтервалі температур 70–100 °С [3].
Підвищення робочих температур і навантажень вимагало розробки нових
жароміцних алюмінієвих сплавів. У результаті досліджень було створено сплав
М40, відпрацьовано промислову технологію отримання напівфабрикатів,
зварювання та виготовлення різних зварних конструкцій (відсіків) ракетно-
космічної техніки.
У 1960 році на основі системи Al–Cu–Mg було розроблено жароміцний
зварюваний сплав ВАД1.
Зварювані сплави системи Al–Cu–Mg перевершували сплави системи Al–Mg
за міцністю та допустимим температурним діапазоном експлуатації, але
поступалися їм за зварюваністю та технологічністю.
12
У сплавах системи Al–Cu–Mg встановлено закономірності впливу вмісту міді,
магнію та малих добавок деяких перехідних металів на їх властивості, що
дозволило розробити гамму жароміцних сплавів нового покоління з покращеною
зварюваністю, підвищеною жароміцністю, корозійною стійкістю та
технологічністю.
Сплави на основі системи Al–Cu–Mg призначені як конструкційний матеріал
у зварному, герметичному або негерметичному варіантах для виробів
машинобудування, що працюють короткочасно до 450 °С і тривало до 200 °С.
Сплави системи Al–Cu–Mg мають вдале поєднання властивостей: підвищену
жароміцність, високі показники за кріогенних температур, задовільну зварюваність
усіма видами зварювання, хороші показники в'язкості та пластичності, стабільність
властивостей, а також гарну технологічність під час різних металургійних і
машинобудівних циклів.
1.2. Характеристика сучасних жароміцних алюмінієвих сплавів та
особливості їх термічної обробки
Жароміцні алюмінієві сплави знаходять широке застосування для
виготовлення деталей двигунів внутрішнього згоряння, які піддаються
поверхневому впливу високих температур.
Експлуатаційні особливості таких сплавів визначають легуючі домішки, що
входять до їхнього складу. Деякі легуючі добавки, такі як залізо, марганець, нікель,
значно посилюють міцність міжатомних зв’язків без суттєвого спотворення
кристалічної решітки, що підвищує жароміцність. Водночас існують добавки, які
сильно спотворюють кристалічну решітку твердого розчину, але не впливають на
жароміцність алюмінієвих сплавів.
За тривалого впливу високої температури найбільший опір пластичній
деформації проявляють тверді розчини з максимальною міцністю міжатомних
зв’язків і мінімальним спотворенням кристалічної решітки [2].
Найважливішими структурними факторами, що впливають на жароміцність
алюмінієвих сплавів, є: кількість і характер розподілу дефектів кристалічної
решітки та їхня взаємодія між собою й атомами легуючих елементів.
13
Жароміцність за температур вище 0,6Tпл досягається здебільшого завдяки
гетерогенізації структури [3]. На підвищення жароміцності алюмінієвих сплавів
найбільше впливають інтерметалеві з’єднання, до складу яких входять перехідні
метали: Al6Mn, Al7Cr, Al9FeNi, Al12Mn2Cu, Al6Cu3Ni. Ці з’єднання стійкі за
підвищених температур, мало взаємодіють із твердими розчинами, їхні частинки
не схильні до укрупнення, тому не перешкоджають переміщенню дислокацій,
створюючи області з підвищеною твердістю [4].
Підвищене легування алюмінієвих сплавів жароміцними компонентами,
такими як нікель і залізо, призводить до збільшення крихкості деталі загалом, що
викликає утворення нерівномірної скелетної структури навколо твердого розчину
(рис. 1.1).
Однаковий за обсягом деталі хімічний склад сплаву в ряді випадків
призводить до недостатньої жароміцності поверхневих шарів виробу, які
піддаються впливу підвищених температур. Водночас підвищення концентрації
легуючих елементів для збільшення жароміцності робить деталь надмірно крихкою
[5].
Розробка жароміцних деформованих алюмінієвих сплавів для авіабудування
спочатку здебільшого проводилася для деталей двигунів — як поршневих, так і
реактивних (поршні, кільця, лопатки, диски, крильчатки, колеса компресора тощо).

Рисунок 1.1. Мікроструктура сплаву АК18, визначена сканувальним
зондувальним мікроскопом: темним ділянкам відповідає алюміній; світлим –
частинки кремнію; сірим – включення заліза.
14
Алюмінієвий деформований сплав М40 належить до групи високолегованих
термічно зміцнюваних, жароміцних і зварюваних матеріалів. Висока легованість
сплаву М40 призводить до утворення при литті великої кількості надлишкових фаз,
які присутні у структурі навіть після деформації та високотемпературних нагрівів,
до пересичення твердого розчину атомами легувальних елементів, які мають
високу енергію зв’язку з недосконалостями кристалічної решітки, що значно
уповільнює дифузійні процеси. Це й визначає його поведінку під час технологічних
процесів, пов’язаних із термообробкою та деформацією. Для сплаву М40 потрібен
тривалий гомогенізаційний відпал (48 годин при 480–500 °С), неповна
гомогенізація погіршує його технологічність і може знизити міцність та корозійні
властивості.
Гартований сплав М40 здатний зміцнюватися за рахунок розпаду
пересиченого твердого розчину. Однак, на відміну від інших сплавів системи Al–
Cu–Mg, у виробничих умовах підвищувати міцнісні характеристики
напівфабрикатів із цього сплаву природним старінням не є можливим, оскільки при
кімнатній температурі процеси зонного розпаду твердого розчину у сплаві, що
приводять до зміцнення, тривають до шести місяців. Тривалість зонної стадії
розпаду сплаву М40 можна скоротити, нагріваючи його до 130–175 °С, при цьому
тривалість витримки зменшується зі зростанням температури.
Сплав М40 є жароміцним матеріалом. Початкові стадії нагрівання до
температури 250 °С мало впливають на міцнісні властивості сплаву, оскільки в цей
період збільшується ступінь розпаду пересиченого твердого розчину, що
призводить до зміцнення. Подальший тривалий вплив температур, особливо понад
250 °С, значно знижує міцнісні характеристики сплаву. Мікроструктура сплаву
наведена на рисунку 1.2.
15

Рисунок 1.2. Мікроструктура сплаву М40 (х250)
Напівфабрикати зі сплаву М40 добре зварюються точковим і аргонодуговим
зварюванням. Міцнісні властивості при 20 °С зварних з’єднань товщиною до 5,0
мм, виконаних аргонодуговим зварюванням із присадкою М40, становлять 80–90%,
а для товщини понад 6,0 мм – 70% від σв основного матеріалу. При підвищених
температурах зварні з’єднання мають рівну міцність із основним матеріалом.
Сплав М40 через більшу гетерогенність є дещо чутливішим до теплового
впливу зварювального циклу, що може призводити до певного зниження міцності
та пластичних характеристик зварного з’єднання.
Алюмінієвий сплав 1201 системи Al–Cu–Mn, на відміну від сплавів типу
дюралюмінію, має вищу концентрацію міді та дуже низьку магнію.
Ці сплави характеризуються достатньою пластичністю, технологічністю та
високими жароміцними властивостями при температурах понад 200 °С.
При дослідженні закономірностей зміни механічних властивостей залежно від
вмісту міді встановлено, що у сплавах із оптимальними механічними
властивостями при кімнатній температурі та тривалої міцності при 300 °С
концентрація міді близька до межі розчинності – 5–6%. Проте рівень жароміцності
сплаву 1201 при 300 °С залишається досить низьким. Додавання марганцю
дозволило підвищити жароміцність у 2–2,5 рази.
Додавання марганцю до сплавів системи Al–Cu понад 0,4% різко підвищує
ефект загартування і знижує ефекти штучного та природного старіння.
16
Таким чином, марганець є одним із ключових легувальних елементів, що
забезпечує високі жароміцні властивості цього сплаву.
Міцнісні властивості сплаву 1201 з підвищенням температури знижуються, і
цей процес інтенсивніший при вищих температурах випробувань. Проте рівень
тимчасового опору та межі текучості при всіх досліджених температурах (20–250
°С) вищий, ніж у листів зі сплаву АМг6, який наразі широко використовується у
високонавантажених зварних конструкціях.
Відновлена міцність листового матеріалу сплаву 1201 залежить від
температури нагрівання та часу витримки. Нагрівання протягом 100 годин при 100–
150 °С та протягом 30 хвилин при 200 °С практично не впливає на механічні
властивості. Подальше підвищення температури та тривалості витримки
призводить до помітного зниження міцності, проте навіть після нагрівання при 250
°С протягом 1000 годин міцність сплаву 1201 при кімнатній температурі
залишається досить високою: σв = 295 МПа; σв = 205 МПа; δ = 11,8%.
Для підвищення пластичності при температурах деформації та отримання
більш однорідної структури у катаних напівфабрикатах зі сплаву 1201 злитки
гомогенізують при температурах 510–530 °С протягом 24 годин.
Оптимальні значення механічних властивостей і задовільна структура
досягаються після гартування з 530–540 °С. Подальше підвищення температури до
545–550 °С практично не впливає на механічні властивості, проте при цих
температурах спостерігається значне зростання зерна і дифузія легувальних
елементів у плакуючий шар, що помітно знижує корозійну стійкість плакованих
листів.
Перегартування листів знижує міцність і підвищує пластичність.
Листи зі сплаву 1201 у процесі природного старіння при кімнатній температурі
після гартування дуже мало зміцнюються. У цьому стані з них виготовляють
холодною деформацією деталі нескладної форми. Максимальні значення
механічних властивостей досягаються після штучного старіння при підвищених
температурах.
17
Сплав 1201 задовільно зварюється точковим, роликовим, аргонодуговим
зварюванням.
Оскільки міцність зварних з’єднань зі сплаву 1201 без подальшої термічної
обробки після зварювання становить 0,7 від міцності основного матеріалу для
тонких листів і 0,5–0,6 для листів завтовшки понад 4,0 мм, то для створення
рівноміцних зварних з’єднань необхідно передбачити місцеве потовщення кромок,
що зварюються, шляхом хімічного чи механічного фрезерування не менше ніж на
50%.
Особливості термічної обробки алюмінієвих жароміцних сплавів. Відпал
– термічна обробка, яка полягає у нагріванні металу до певної температури,
витримці та подальшому, як правило, повільному охолодженні з метою отримання
більш рівноважної структури.
Відпал застосовують для підвищення пластичності та зниження міцності
сплавів, щоб полегшити подальшу холодну обробку тиском напівфабрикатів, для
формування деталей, усунення залишкових напружень, що викликають короблення
та викривлення деталей у процесі їх механічної обробки, а також для підвищення
корозійної стійкості.
Температуру, швидкість нагріву, тривалість витримки, швидкість
охолодження під час відпалу вибирають залежно від природи сплавів і вимог до
рівня механічних та корозійних властивостей.
Зазвичай досягають максимально високої швидкості нагріву деталей і
напівфабрикатів під час відпалу, щоб уникнути росту зерна. Для тонкостінних
деталей складної форми швидкість нагріву обмежують, щоб уникнути короблення,
спричиненого неоднорідним нагрівом.
Для сплавів, які зміцнюються термічною обробкою, застосовують повний,
скорочений і неповний відпал (для зняття технологічного наклепу).
Гартування – термічна обробка, яка полягає у нагріванні сплавів до заданої
температури, витримці та швидкому охолодженні з метою отримання
метастабільного стану, тобто пересиченого твердого розчину на основі алюмінію,
здатного до подальшого зміцнення при старінні.
18
Чим вища швидкість гартування, тим більше легувальних елементів
розчиняється у твердому розчині алюмінію.
Температуру нагрівання для гартування визначають за діаграмою стану,
враховуючи межі твердого розчину, наявність легкоплавких складових та
уникнення пережогу.
Тривалість витримки залежить від максимальної товщини напівфабрикатів.
Старіння – термічна обробка, яка передбачає нагрівання і витримку закаленого
сплаву для отримання рівноважного стану і необхідних властивостей. Старіння
може бути:
- зонним (при кімнатних температурах або підвищених, залежно від системи
сплаву);
- фазовим (при підвищених температурах із зміцненням за рахунок
метастабільних виділень).
Режим термічної обробки для сплаву 1201:
Гартування: температура 530–540 °С, охолодження у воді (до 40 °С).
Штучне старіння: температура 180–190 °С.
Відпал напівфабрикатів: температура 380–420 °С (10–60 хв), охолодження зі
швидкістю 30 град/год до 260 °С, далі на повітрі.
Для зняття технологічного наклепу: відпал при 350–370 °С (30–60 хв),
охолодження на повітрі .
1.3 Механічні та технологічні властивості сплаву системи Al–Cu–Mg
Механічні властивості різних напівфабрикатів сплаву системи Al–Cu–Mg при
кімнатних і підвищених температурах наведені в таблиці 1.1.
Стандартною термічною обробкою для всіх видів напівфабрикатів є
загартування і природне старіння (Т). У разі потреби напівфабрикати зі сплаву
системи Al–Cu–Mg піддають відпалу (М).
Режим штучного старіння практично не впливає на показники міцності сплаву
системи Al–Cu–Mg, але при тривалому зберіганні й експлуатації, а також під
впливом температур, дещо підвищує корозійну стійкість сплаву.
19
У структурі сплаву системи Al–Cu–Mg основною зміцнюючою дифузійно
рухомою фазою є S (Al2CuMg) із присутністю незначної кількості фази θ (Al2Cu).
Наявність у сплаві деяких перехідних металів сприяє утворенню
інтерметалідних сполук, практично нерухомих за дифузією при температурах
експлуатації конструкцій.
Таблиця 1.1 – Механічні властивості сплаву системи Al–Cu–Mg при розтягу за
високих температур
Напівфабрика Лист плакований (А) холоднокатаний
Товщитн а, мм 2–3
Стан Т
Напрямок вирізання
Поперечний
зразків
Температура
о 20 200 300 350 400 450
випробувань, С
σв, Мпа 455 380 290 170 65 45
σ0,2, Мпа 320 285 250 125 50 25
σпц, Мпа 305 245 - - - -
δ10, % 18 14 15,5 20 28 80
Напівфабрика Штамповка
Масса, кг до 100
Стан Т
Напрямок вирізання
Поздовжнє
зразків
Температура
о 20 200 300 350 400 450
випробувань, С
σв, Мпа 455 370 190 95 55 35
σ0,2, МПа 305 270 155 70 40 25
δ10, % 13 12,5 24 33 60 75
Напрямок вирізання
Висотний
зразків
σв, МПа 450 370 205 110 65 40
σ0,2, МПа 310 260 170 65 30 25
δ10, % 9 11,5 11,5 28,5 46 90
Напівфабрика Поковка
Темпетр атура
о 20 200 300 350 400 450
испытания, С
Напрямок вирізання
Поздовжнє
зразків
σв, МПа 415 345 180 110 75 50
σ0,2, МПа 290 250 145 85 50 30
σпц, МПа 255 210 130 75 40 -
δ5, % 13 7 19 19,5 27 77
Напрямок вирізання
Поперечне
зразків
20
σв, МПа 370 335 180 110 65 40
σ0,2, МПа 270 245 140 85 50 20
σпц, МПа 215 210 125 70 - -
δ5, % 6 8 15,5 29,5 27,5 75
Мікроструктура напівфабрикатів сплаву системи Al–Cu–Mg: Мілкозерниста з
наявністю частинок первинних фаз S, θ, а також інтерметалідів, які орієнтовані у
напрямку плину металу при деформації.
Є дисперсні включення інтерметалідних з'єднань і виділення фаз-
упрочнювачів, що утворилися під час розпаду пересиченого твердого розчину.
Рекристалізація:
У сплаві системи Al–Cu–Mg значно придушені процеси збиральної
рекристалізації.
Спостерігається лише рекристалізація першого роду, а макроструктура
практично позбавлена крупнокристалічного обідка.
Температури:Ліквідус: 640 °C. Солідус: 501–507 °C. Щільність: 2,8 г/см³.
Таблиця 1.2 – Теплопровідність, теплоємність і питомий електричне опір
сплаву системи Al–Cu–Mg:
о 8
Температура, С λ, Вт/(м٠К) ср, Дж/(г٠К) ρ٠10 , Ом٠м
0 124,6 0,8 –
20 127,4 0,825 6,2
100 146,9 0,98 7,0
150 166,0 0,97 –
200 192,1 1,10 8,1
300 180,6 0,97 8,65
400 235,8 1,17 9,6
Таблиця 1.3 – Температурні коефіцієнти лінійного розширення металу
системи Al–Cu–Mg
о 6 о 6
Температура, С α٠10 , 1/К Температура, С α٠10 , 1/К
0 – 100 23,0 0 – 100 23,0
100 – 200 25,0 0 – 200 23,7
200 – 300 26,5 0 – 300 24,6
300 – 400 24,5 0 – 400 24,5
400 – 500 27,0 0 – 500 25,0
Зварні з'єднання сплаву системи Al–Cu–Mg при температурі Т = 20 °С мають
міцність не менше 0,7 від міцності основного металу незалежно від виду
напівфабрикату, розташування зварного шва відносно напрямку волокон
напівфабрикату. Із підвищенням температури міцність зварного з'єднання
21
наближається до міцності основного металу, а при Т = 250–300 °С і вище досягає її
(таблиця 1.4).
Таблиця 1.4 – Механічні властивості при розтягуванні зварних з'єднань сплаву
системи Al–Cu–Mg
Напівфабрикат Лист плакований (А)
Толщина, мм 2–3
Стан (після зварювання) Т
Напрямок вирізання зразка Поздовжнє
Вид зварювання ААрДЭС
о
Температура випробування, С 20 200 300 350 400 450
σв св, МПа 390 340 200 150 65 45
1.4 Алюмінієвий сплав 1565ч системи Al-Mg
До цієї групи належать термічно незміцнювальні сплави з вмістом магнію від
1 до 6,8%. Це сплави АМг1, АМг2, АМг4, АМг5, АМг6, 1565ч та інші. За кордоном
це сплави серії 5ххх, такі як 5052, 5083, 5054, 5056, 5182 тощо. З цих сплавів
виготовляють усі види напівфабрикатів: листи, плити, профілі, труби, штамповки,
дріт.
Відмінною особливістю цих сплавів є те, що вони, маючи міцність у широкому
діапазоні значень, характеризуються хорошою здатністю до формування, високою
загальною корозійною стійкістю та відмінною зварюваністю плавленням.
Зварні з'єднання практично рівноміцні з основним матеріалом у відпаленому
стані й дуже пластичні.
У системі Al-Mg найближчим до алюмінію є сполука Al3Mg2 (β-фаза), яка
утворює з твердим розчином на основі алюмінію евтектичну систему. Евтектична
точка відповідає 33% Mg.
Розчинність магнію в алюмінії є значною ~15,5% Mg при 450°C і знижується
до ~1,4% Mg при кімнатній температурі.
Оскільки промислові сплави зазвичай містять залізо, кремній, марганець,
фазовий склад сплавів включає нерозчинні фази AlFeSiMn, а також може з'являтися
розчинна фаза Mg2Si. Магній суттєво впливає на властивості цих сплавів.
22
Кожен 1% магнію підвищує міцність на ~25–30 МПа. Зі збільшенням вмісту
магнію від 1 до 8% міцнісні властивості зростають, при цьому пластичність
залишається приблизно на одному рівні.
Додавання марганцю також сприяє підвищенню міцності цих сплавів як за
рахунок легування марганцем, так і завдяки збереженню в напівфабрикатах
нерекристалізованої структури. Однак збільшення марганцю знижує пластичність
сплавів.
При вмісті Mg до 4,5% сплави зберігають високу корозійну стійкість після
будь-яких нагрівань. При більш високому вмісті магнію (більше 5%) за
несприятливої термічної обробки корозійна стійкість до руйнування під
напруженням може знижуватися.
Сплави системи Al–Mg можуть додатково укріплюватися холодною
деформацією (стан постачання H, H2, H116), а також холодною деформацією з
подальшим відпалом (наприклад, стан H321 і H24). Холодна деформація до 35% не
впливає на корозійну стійкість сплавів і зварюваність, проте суттєво підвищує
міцність. Варто враховувати, що зона термічного впливу (ЗТВ) після зварювання
нагартованого матеріалу матиме властивості, близькі до властивостей відпаленого
матеріалу.
Властивості сплавів системи Al–Mg значно залежать навіть від тисячних
часток відсотка натрію, який може потрапляти у сплави під час плавлення й лиття
злитків. Натрій суттєво підвищує гарячоламкість сплавів, тому його вміст зазвичай
повинен бути меншим за 0,0004–0,0006%.
Позитивний вплив на властивості цих сплавів мають добавки титану та інших
елементів, що подрібнюють зерно.
У морському суднобудуванні понад тридцять років успішно застосовують
зварюваний сплав 1561. З цього сплаву виготовляють усі види напівфабрикатів.
Сплав 1561 має високі міцнісні властивості завдяки високому вмісту Mg і Mn, проте
є досить трудомістким у металургійному виробництві й має нижчу технологічну
пластичність, ніж сплави з вмістом Mg менше 6% (таблиця 1.5).
23
Останніми роками були розроблені сплави Al-Mg, додатково леговані
скандієм, що дозволило значно підвищити міцнісні властивості сплавів цієї
системи.
Підвищення властивостей є результатом сукупного ефекту впливу дрібних
часток фази Al3Sc, які виділяються під час технологічних нагрівів, та структурного
укріплення завдяки отриманню нерекристалізованої структури навіть у
холоднокатаних листах після їхнього відпалу.
Таблиця 1.5 – Властивості листів за ГОСТ Р 56370-2015 і плит за ГОСТ Р
56371-2015 із сплаву 1561.
Механічні властивості, не
Стан менше
Напівфабрикат Позначення Товщина
поставки σ0,2,
σв, МПа МПа δ, %
Лист без 1561 5,0–0,0 335 175 12
термічної (АМг61)
обробки
відпалене 1561М 0,8–3,5 315 155 12
(АМг61М) св. 3,5–4,5 355 175 15
Плита без 1561 12–25 335 175 12
термічної (АМг61) св. 25–50 335 175 10
обробки св. 50–60 315 175 10

1.5 Проблеми отримання якісних зварних з'єднань алюмінієвих
сплавів при зварюванні плавленням
Під час зварювання плавленням алюмінієвих сплавів можна виділити такі
основні проблеми:
1. Утворення тугоплавкого оксиду алюмінію Al2O3
Під час перебування металу в зварювальній ванні він взаємодіє з
навколишніми газами і шлаками. Висока температура нагріву і перемішування
металу сприяють активному взаємодії з навколишнім середовищем, незважаючи на
короткий час перебування в розплавленому стані. У результаті відбувається:
окислення і випаровування металу та його компонентів;
розчинення в металі газів.
Після припинення теплового впливу метал кристалізується в умовах
спрямованого відведення тепла, високої швидкості охолодження та руху металу.
24
Металургічні особливості зварювання залежать від взаємодії металу з киснем і
газами, випаровування легувальних елементів і специфіки кристалізації металу.
Оксидні плівки на алюмінії мають такі властивості, що впливають на процеси
зварювання:
висока захисна здатність, що запобігає подальшому окисленню;
хімічна стійкість Al2O3, що унеможливлює його відновлення;
висока температура плавлення (2050 °С), через що плівка зберігається на
кромках;
нерозчинність у рідкому й твердому металі;
висока механічна міцність і електроопір;
здатність адсорбувати водяну пару, яка затримується навіть при високих
температурах (до 1000 °С).
2. Зниження міцності при високих температурах
При нагріванні знижується міцність твердого металу, що може призвести до
його руйнування під масою зварювальної ванни. Алюміній відрізняється високою
плинністю й може витікати через корінь шва. Для уникнення дефектів
використовують формувальні підкладки з кераміки, сталі або графіту.
3. Схильність до короблення (деформації)
Через великий коефіцієнт лінійного розширення і низький модуль пружності
алюмінієві сплави схильні до деформації. Зменшити короблення можна
оптимальними режимами зварювання, попереднім підігрівом тощо.
4. Пористість, викликана воднем
Пори зменшують пластичність і міцність металу шва, особливо це стосується
сплавів Al–Mg і алюмінієво-літієвих сплавів. Для зниження пористості необхідно
ретельно очищати зварювальний дріт і кромки, а також застосовувати підігрів до
150–250 °С для металу великої товщини.
5. Висока теплопровідність
Зварювання алюмінію вимагає потужних джерел тепла. У деяких випадках
рекомендується підігрів початкових ділянок шва до 120–150 °С.

25
6. Утворення гарячих тріщин
Тріщини можуть виникати через внутрішні деформації та напруження під час
кристалізації металу. Для їх зменшення використовують модифікатори, що
покращують структуру шва, а також попередній підігрів виробів.
Гарячі тріщини є одними з найнебезпечніших дефектів зварних з'єднань,
оскільки утворюються у температурному інтервалі крихкості, коли метал
перебуває в твердорідкому стані. Для зниження напружень і деформацій важливо
правильно вибирати конструкцію з'єднання, використовувати підігрів і
зменшувати швидкість охолодження металу.
Перспективні технології
Одним із перспективних напрямків отримання якісних зварних з'єднань є
зварювання без плавлення у твердій фазі. Це можливо завдяки технології
зварювання тертям із перемішуванням (FSW), розробленій у сучасному вигляді у
1991 році в Інституті зварювання (TWI, Кембридж, Велика Британія). Вперше ця
технологія була запропонована в СРСР у 1967 році.
1.6 Зварювання тертям з перемішуванням, як метод з'єднання
листових заготовок із алюмінієвих сплавів
Зварювання тертям із перемішуванням є процесом, що відбувається в металах
у твердому агрегатному стані. Механічне з'єднання здійснюється шляхом
занурення спеціального обертового інструмента, що складається з двох частин —
плеча та штифта (стрижня), — у поверхню стику двох жорстко закріплених пластин
на глибину, приблизно рівну їхній товщині. При цьому плече контактує з
поверхнею з'єднуваних пластин.
Схема процесу зварювання тертям із перемішуванням представлена на
рисунку 1.3.
26
а

б

Рисунок 1.3 – Схема процесу зварювання тертям із перемішуванням (а) та
реалізація процесу при зварюванні замкнутого шва (б)

Інструмент, який зазвичай виготовляють із термостійкої сталі, переводить
зварюваний метал у пластифікований стан за рахунок тепла, утвореного тертям, і
перемішує його в цьому стані без утворення рідкої фази.
Тепла, що виділяється у процесі ЗТП, недостатньо для утворення зони
розплавлення в області формування з’єднання. У результаті весь процес протікає
без макроскопічного розплавлення, що знижує ймовірність виникнення багатьох
дефектів, характерних для зварних з’єднань при зварюванні плавленням [8, 9].

27
Виділення тепла за рахунок роботи сил тертя та інтенсивна пластична
деформація у розм’якшеному матеріалі навколо інструмента є основоположними
для процесу зварювання тертям із перемішуванням [10]. Під час деформації
матеріалу також генерується та перерозподіляється тепло, створюючи, таким
чином, неоднорідне температурне поле у зварному шві.
Фактично контроль температурних полів лежить в основі майже всіх аспектів
зварювання тертям із перемішуванням, наприклад, оптимізація швидкості процесу
та зусилля натиску дозволяє уникнути макроскопічних дефектів, визначає
еволюцію мікроструктури та міцність з’єднання.
Майже весь матеріал у зварному шві екструдується між обертовим штифтом
із відступаючого боку та навколишнім матеріалом. При цьому вважається, що
пластифікований матеріал тече навколо інструмента, як в’язка рідина, і затікає у
застійну зону за ним, формуючи, таким чином, шов. Адгезія металу до інструмента
при цьому ніяк не враховується або вважається виключно шкідливим явищем.
Підвищення температури в зоні тертя штифта та матеріалу деталей дозволяє
інструменту рухатися вздовж лінії стику та перемішувати матеріал, формуючи
зварне з’єднання [11]. Температура при зварюванні не перевищує температуру
плавлення основного металу [12]. Таким чином, джерело тепла розподіляється в
об’ємі матеріалу, що оточує штифт, який у зварюванні тертям із перемішуванням
називається зоною перемішування [13]. Під час зварювання матеріал
переміщується від наступаючого боку (advancing side), який має напрямок векторів
швидкості обертання на поверхні інструмента, паралельний напрямку
переміщення, до відступаючого боку (retreating side), де обертання та напрямок
зварювання антипаралельні напрямку переміщення [14].
Вважається, що ключовими параметрами ЗТП є частота обертання
зварювального інструмента та швидкість зварювання; як важливі параметри також
зазначають величину притискного зусилля, а також дизайн зварювального
інструмента [15–24]. Показано, що температура процесу в зоні перемішування
визначається частотою обертання інструмента, тоді як тривалість термічного
впливу контролюється швидкістю зварювання [25–27]. Максимальна температура
28
ЗТП алюмінієвих сплавів може досягати 550 °С [28, 29], а у виняткових випадках –
навіть 600 °С, що призводить до локального оплавлення зварюваного матеріалу
[26].
Вибір геометрії інструмента та параметрів процесу зварювання оптимізується
для кожного конкретного зварюваного матеріалу. Дослідження [30] показали, що
зі збільшенням частоти обертання збільшується тепловкладення у метал і у
зварному з’єднанні формується мікроструктура з більш однорідними зернами.
Таким чином, швидкість введення енергії за рахунок тертя визначається двома
основними параметрами. Перший – це частота обертання інструмента, а другий –
швидкість переміщення інструмента. Матеріал інструмента для зварювання тертям
із перемішуванням, термічна обробка та його геометрія також мають велике
значення [31].
У разі невідповідності параметрів процесу зварювання тертям із
перемішуванням їх оптимальним значенням може виникнути низка дефектів:
непровар (lack of penetration), протяжні дефекти (tunnels), пори (voids), дефект у
вигляді непровару з лицьового боку шва (surface grooves), задирки (excessive flash),
пошкодження поверхні (surface galling), охруплення ядра (nugget collapse) і дефект
типу «лінія стику» (lazy S) [32–35].
Загалом існує певний діапазон комбінацій параметрів, що забезпечує високу
якість зварного шва. Метод зварювання тертям із перемішуванням формує
з’єднання шляхом поєднання операцій перемішування та видавлювання (екструзії).
Пластична текучість у приповерхневому шарі матеріалу визначається
плечиками інструмента [36].
Встановлено, що вплив плечей може поширюватися на значну глибину
перемішуваного матеріалу, а схема деформації в цьому випадку схожа на кручення
під тиском [37].
З іншого боку, перемішування глибинних шарів матеріалу здійснюється
стрижнем (штифтом). У цьому випадку схема деформації схожа на простий зсув,
причому поверхнею зсуву виступає поверхня стрижня, а напрямок зсуву є
тангенціальним до напрямку його обертання.
29
Поєднання обертального і поступального рухів під час ЗТП обумовлює
характерну анізотропію процесу пластичної текучості.
Зокрема, на одній зі сторін формованого зварного з’єднання напрямки
обертального і поступального рухів інструмента збігаються, а на іншій вони є
протилежними.
Асиметрія пластичної текучості може призводити до значних змін
температурно-деформаційних умов усередині зони зварного шва і, як наслідок, до
неоднорідності мікроструктури, яка формується в ньому [38–40].
Відомо з літературних джерел, що під час зварювання відбувається фрикційне
нагрівання і дуже інтенсивна деформація металу заготовки. Отримана в результаті
мікроструктура представлена дрібнозернистою зоною з різким переходом до
вихідної структури.
Перша спроба класифікації мікроструктури, отриманої під час зварювання
тертям із перемішуванням, була зроблена Тредгіллом [41]. Це дослідження
виконували виключно на алюмінієвих сплавах із використанням лише оптичної
мікроскопії.
З’єднання, отримані зварюванням тертям із перемішуванням на алюмінієвих
сплавах, мають змінену мікроструктуру. Це не дивно, враховуючи екстремальні
деформації, швидкості деформації і теплові цикли, яким піддаються різні області
зварного з’єднання [33].
У з’єднанні, отриманому методом зварювання тертям із перемішуванням,
зазвичай виділяють чотири характерні зони впливу процесу зварювання (рис. 1.4):
1. Зона інтенсивної деформації, яку називають зоною перемішування.
Також запропоновано термін "динамічно рекристалізована область" [42], який
широко використовується в літературі.
2. Зона термомеханічного впливу, у якій матеріал зазнає меншої
деформації і впливу нижчої температури [43]. У випадку алюмінію в цій зоні
можлива значна пластична деформація без рекристалізації. Як правило, між
рекристалізованою та деформованою зоною термомеханічного впливу існує
макроскопічна межа.
30

Рисунок 1.4 – Особливості структури матеріалу з’єднань, отриманих
зварюванням тертям із перемішуванням.
ЗП – зона перемішування; ЗТМВ – зона термомеханічного впливу; ЗТВ –
зона термічного впливу; ОМ – основний метал.

Зона термічного впливу – область, яка знаходиться достатньо близько до
зварного шва, щоб зазнавати термічного впливу, що модифікує мікроструктуру
та/або властивості, але жодних видимих слідів пластичної текучості там не
виявляється за допомогою світлової мікроскопії. Водночас визнається, що певна
пластична текучість у цій зоні може все-таки відбуватися.
Основний (вихідний) метал, що оточує зону термічного впливу, розташований
на віддалі від зварного шва. Основний метал не деформується і не зазнає теплового
впливу, з точки зору змін у мікроструктурі або властивостях.
У зоні термічного впливу, що віддалена від центру зварного шва, немає
очевидних змін у структурі зерен (рис. 1.5, в). Виявити цю зону можна лише за
зміною твердості та, як правило, за різною реакцією на травлення. Крім того, при
наближенні до центру зварювання у структурі зерен можна побачити чіткі сліди
пластичної текучості.
31
У зовнішній частині зони термомеханічного впливу вихідні зерна
розрізняються, але вони вигнуті відповідно до руху потоку металу у зоні
перемішування, що підтверджується зворотною полярною фігурою на рисунку 1.5,
б. Ще ближче до лінії зварювання ступінь деформації та температура зростають
настільки, що там формується динамічно рекристалізована зона (зона
перемішування, ядро шва) з дисперсною рівноосною зернистою структурою (рис.
1.5, а).
Загальним спостереженням у дослідженні зони перемішування є утворення
ряду кругових або еліптичних областей на металографічних зрізах, які часто
називають "цибулевими кільцями". Махоні та інші [44] і Леонард [45] показали на
прикладі сплавів В95 і АК8, що кільця є реакцією травлення на зміну розміру зерен
між кільцями.
Інші характеристики кілець включають текстурні ефекти [45, 46] і зміни
щільності дислокацій [47, 48]. Зона перемішування може також містити подрібнені
частинки [45, 49], а "цибулеву" структуру іноді пов’язують зі зміною їхнього
розподілу [45, 50].
Це може бути наслідком смугового розподілу складових частинок, присутніх
в основному металі, що сильно залежить від складу сплаву [51]. Однак ці фактори
не дають повного пояснення механізму утворення, який досі не сформульований.
Очевидно, існують вагомі аргументи на користь того, що основа формування
кожного кільця має чисто кінематичний характер, пов’язаний із обертанням і
подачею інструмента.
Вважається, що формування кільця може залежати від геометрії інструмента,
кута повороту інструмента і швидкості його руху [41]. Практичне значення цього
явища залишається досить обмеженим, оскільки механічні властивості ядра шва
зазвичай добрі, а руйнування у механічних випробуваннях рідко пов’язане з
"цибулевими кільцями".
Що стосується розмірів зерна, то через високу температуру під час зварювання
необхідно контролювати ріст зерен. Найпопулярніший метод обмеження зростання
32
зерен у процесі високотемпературних операцій — використання легувальних
елементів в алюмінієвих сплавах, зокрема скандію та цирконію.
У низці досліджень [52–57] стверджується, що додавання невеликої кількості
скандію до алюмінієвих сплавів покращує їхні механічні властивості та
зварюваність, що пов’язано з наявністю термостабільних частинок Al3Sc, які
обмежують ріст зерен. Частинки Al3Zr також можуть мати аналогічний ефект.
Чаріт і Мішра [58] показали, що ультрадрібнозерниста структура із середнім
діаметром зерен 0,68 мкм була отримана після обробки тертям із перемішуванням
сплаву Al–Zn–Mg–Sc. Ці розміри зерен значно менші, ніж ті, що отримуються після
зварювання тертям із перемішуванням в інших сплавах.
Оскільки ріст зерен у сплаві Al–Zn–Mg–Sc придушується завдяки виділенню
частинок Al3Sc або Al3Zr, можна припустити, що це початковий розмір зерен, які
рекристалізуються після зварювання тертям із перемішуванням. Таким чином,
додавання елементів, що уповільнюють ріст зерен, може бути корисним, але
необхідні подальші дослідження для повного розуміння механізмів їхньої дії та
реалізації повного потенціалу цих добавок у сплава
33

Рисунок 1.5 – Мікроструктура алюмінієвого сплаву В-1461, представлена за
допомогою карти зворотних полюсних фігур, отриманої методом EBSD, що
демонструє зміну мікроструктури у матеріалі:
а) зона перемішування; б) межа між ядром і зоною термомеханічного впливу;
в) зона термомеханічного впливу [60].

На сьогоднішній день існує проблема отримання термічно незміцнювальних
алюмінієвих сплавів системи Al–Mg із підвищеними міцнісними
характеристиками. Найпоширенішими методами отримання таких матеріалів є
методи інтенсивної пластичної деформації. Ці методи дозволяють підвищити
міцність металу шляхом зменшення зерна до дрібнозернистого та
ультрадрібнозернистого стану [59].
З цієї точки зору, метод зварювання тертям із перемішуванням і обробка
тертям із перемішуванням [61] є перспективними методами інтенсивної пластичної
деформації нарівні з іншими, включаючи:
34
рівноканальне кутове пресування [62];
послідовну прокатку, зокрема низькотемпературну [63, 64];
різні види екструзії, такі як гідростатична і гвинтова екструзія [65, 66];
кручення під високим тиском [67];
та інші методи [44, 69–77].
Кожен із цих процесів має свої переваги, що визначають його використання у
дослідженнях та на практиці.
Завдяки інтенсивній пластичній деформації та фрикційному нагріву в
поверхневих шарах, сформованих при терті, матеріал зазнає значної фрагментації
та може переходити в ультрадрібнозернистий стан. Це, своєю чергою, змінює
механізми деформації та поведінку системи тертя загалом.
Один із механізмів утворення ультрадрібнозернистої структури поверхневого
шару – це зсувова нестійкість в умовах адгезійної взаємодії. Це явище полягає в
різкому переході до інтенсивного пластичного зсуву при досягненні певного
ступеня деформації [78].
В таких умовах пластичний зсув є сильно локалізованим, а деформація
протікає з доволі високою швидкістю. Сукупність таких пластичних зсувів
становить процес деформації поверхневих шарів. Цей процес є неоднорідним як у
просторі, так і в часі.
Оказано, що при терті фрагментація поверхневого шару швидко переводить
цей шар у ультрадрібнозернистий, а іноді навіть у наноструктурний стан [70].
Проте ступінь деформації при цьому перевищує рівень, характерний для
звичайних методів пластичної деформації, таких як рівноканальне кутове
пресування. Однак товщина таких шарів є дуже малою, тому отримати
наноструктурований матеріал в об'ємі зразка за допомогою зовнішнього тертя є
неможливим завданням [72].
1.7 Особливості зварювання тертям з перемішуванням алюмінієвих
сплавів, що термічно зміцнюються
Вплив ЗТП на структуру та властивості термічно зміцнюваних алюмінієвих
сплавів було досліджено у роботах [24, 27, 46, 81–129].
35
Виявлено, що ключовими характеристиками процесу є частота обертання
зварювального інструмента та швидкість зварювання. Зокрема, було показано, що
отримання бездефектних з’єднань ЗТП можливе лише в певному діапазоні цих
параметрів [48–51], як це показано на рис. 1.6.

Рисунок 1.6 – Параметри режимів зварювання тертям із перемішуванням, що
дозволяють отримувати з’єднання без дефектів.

Також було виявлено, що збільшення швидкості зварювання за постійної
частоти обертання інструмента супроводжувалося суттєвим скороченням часу
температурного впливу [54] і значним зменшенням середнього розміру зерен у зоні
перемішування [27].
З іншого боку, було встановлено, що зростання частоти обертання інструмента
призводить до підвищення тимчасового опору та пластичності ЗТП-з’єднань [52,
53].
Оскільки міцнісні характеристики термічно зміцнюваних алюмінієвих сплавів
значною мірою визначаються когерентними дисперсоїдами, поведінка цих
частинок під час ЗТП привертає особливу увагу.
Внаслідок значного температурного градієнта, характерного для ЗТП,
частинки вторинних фаз у зварюваному матеріалі можуть зазнавати дуже складних
перетворень. Зокрема:
У мікроструктурних областях, що піддаються відносно
низькотемпературному впливу (у так званій зоні термічного впливу), зазвичай
36
спостерігається коагуляція частинок [24,]. Це, як правило, призводить до втрати
когерентності на міжфазних межах [10, 18, 14], що супроводжується значним
розущільненням матеріалу .
В алюмінієвих сплавах серії 7ххх також може відбуватися утворення зон,
вільних від виділень, уздовж меж зерен [74, 75].
З іншого боку:
У мікроструктурних областях, нагрітих до відносно високих температур (у
зоні перемішування), частинки вторинних фаз зазвичай розчиняються, що також
часто призводить до значного зниження міцності [24,].
Проте, залежно від швидкості зварювання, дисперсоїди можуть частково
виділятися з твердого розчину в ході охолодження матеріалу до кімнатної
температури [52, 57], сприяючи частковому відновленню міцнісних характеристик.
Оскільки матеріал зони перемішування характеризується підвищеним вмістом
дефектів кристалічної решітки (зокрема, дислокацій, меж зерен і субзернистих
меж), виділення частинок зазвичай відбувається саме на цих дефектах, що може
призводити до значної неоднорідності їх розподілу [32, 51].
Типова картина впливу процесів коагуляції та розчинення частинок на
мікротвердість наведена на рис. 1.7.
Серед цих двох процесів, огрубіння дисперсоїдів у зоні термічного впливу
вважається найбільш серйозною проблемою, оскільки в цьому випадку механічні
властивості ЗТП-швів не можуть бути відновлені в ході післязварювального
старіння. Саме це небажане явище призводить до відносно низького (~60–75%)
коефіцієнта міцності ЗТП-з’єднань термічно зміцнюваних алюмінієвих сплавів.
37

Рисунок 1.7 – Залежність мікротвердості від виділень вторинних фаз у сплаві
6063 після ЗТП [45].

З огляду на дифузійну природу процесу коагуляції дисперсоїдів, його розвиток
критично залежить від тривалості температурного впливу. Таким чином, можна
припустити, що скорочення термічного циклу під час ЗТП може позитивно
вплинути як на кінетику огрубіння частинок вторинних фаз, так і на механічні
властивості матеріалу.
У цьому контексті було висловлено припущення, що отримання високоміцних
ЗТП-швів може бути забезпечене шляхом інтенсифікації процесу розчинення
частинок у зоні перемішування при одночасному придушенні їх коагуляції в зоні
термічного впливу.
У цьому випадку термічний цикл ЗТП буде аналогічний традиційній обробці
для отримання пересиченого твердого розчину. Таким чином, відновлення
міцнісних характеристик швів може бути досягнуто за допомогою звичайного
післязварювального старіння.
Висновки до розділу 1
З виконаного літературного огляду можна зробити висновок, що проблема
отримання високоміцних нероз'ємних з’єднань з алюмінієвих сплавів систем Al–
Mg і Al–Cu–Mg способом зварювання тертям із перемішуванням вимагає
38
подальшого розвитку як у частині уявлень про механізм формування структури
зони перемішування, так і у виборі критеріїв технологічних параметрів процесу.
У низці робіт показано, що високі механічні властивості зварних швів
досягаються за рахунок формування дрібнозернистої структури в зоні обертання
зварювального інструмента в результаті пластичної текучості матеріалу.
Особливістю утвореної структури є її шаруватий характер, що являє собою
чергування кілець металу, розділених інтенсивно травленими межами.
Подібна шарувата структура спостерігається у поверхневому деформованому
шарі широкого класу матеріалів під час тертя ковзання. Механізм формування цієї
структури до теперішнього часу не отримав однозначного пояснення; існують
відомості про аналогію його з відомими процесами інтенсивної пластичної
деформації.
Суттєвим недоліком зварних з’єднань, отриманих методом зварювання тертям
із перемішуванням, є їхня схильність до утворення структурних дефектів у вигляді
порожнин різного розміру, які виникають внаслідок порушення умов
перемішування пластифікованого металу.

39
Розділ 2. Теоретичні дослідження
2.1 Досліджувані матеріали
Для проведення досліджень використовували листові напівфабрикати з
перспективних алюмінієвих сплавів системи Al–Cu–Mg виробництва АТ
«Ступінська металургійна компанія» та сплаву 1565ч. Хімічний склад
досліджуваних матеріалів був визначений за допомогою оптико-емісійного
аналізатора Foundry Master UVR і наведений у таблиці 2.1.
Таблиця 2.1 – Хімічний склад досліджуваних алюмінієвих сплавів.
Система Марка Масова частка елементів, %
легування сплаву Al Mg Mn Be Ti Cu Zn Cr Fe Інші
+ Si домішки
, сума
Al–Cu–Mg – Осн. 2,0 0,53 0,002 0,09 5,5 0,01 0,01 0,20 0,15
Al–Mg–Mn 1565ч Осн. 5,87 0,83 0,0005 0,03 0,07 0,81 0,06 0,5 0,10
Товщина, стан постачання та відповідні їм механічні характеристики
використаних листових напівфабрикатів досліджуваних сплавів зазначені в таблиці
2.2. Листи зі сплавів систем Al–Cu–Mg та Al–Mg–Mn постачалися без
технологічного плакування.
Таблиця 2.2 – Механічні властивості листів із досліджуваних алюмінієвих
сплавів.
Сплав Товщина Стан Тимчасовий Умовна Відносне
листа, мм постачан опір σВ, МПа текучість видовження δ,
ня σ0,2, МПа %
Al–Cu–Mg 4,8 Загартуванн 463 337 13,3
я + природне
старіння (Т)
Al–Mg–Mn 5,0 Відпалене 359 212 17,6
(М)
2.2 Устаткування для отримання зварних з'єднань
Стикові зварні з'єднання з листових напівфабрикатів виготовляли на дослідно-
промислових установках із застосуванням інструментальних і збірно-
зварювальних пристосувань, а також на установці, яка створена на базі фрезерного
верстата з ЧПК (рисунок 2.1).
40

а б
Рисунок 2.1 – Дослідно-промислова установка (а) і стенд (б) для зварювання
тертям із перемішуванням
Режими зварювання тертям із перемішуванням (ЗТП) (частота обертання
інструмента, швидкість переміщення інструмента, зусилля притискання
інструмента до зварюваних листів, кут нахилу інструмента в площині зварюваного
стика) вибиралися з урахуванням забезпечення щільного шва без дефектів і
неперервностей (таблиця 2.3).
ЗТП виконували інструментом у вигляді державки зі змінним наконечником,
який складався з буртика та стрижня, на поверхні якого була виконана
спіралеподібна канавка глибиною 0,8 мм. Стрижень діаметром 5,0 мм мав висоту
4,8 мм для забезпечення надійного з’єднання зварюваних листів по всій їхній
товщині. Інструмент був виготовлений з інструментальної сталі Р18.
Таблиця 2.3 – Режими зварювання тертям із перемішуванням стикових
з’єднань досліджуваних алюмінієвих сплавів
Сплав Частота Швидкість Кут нахилу Зусилля
обертання зварювання, інструмента в притискання
інструменту, мм/хв площині стика буртика
об/хв (проти інструмента до
годинникової поверхні
стрілки), град заготовок, кН
Al–Cu–Mg 1100 100–450 3 3,2–3,8
Al–Mg–Mn 900 125–350 2,5 2,2–2,8
Для дослідження впливу швидкості охолодження на мікроструктуру та
властивості швів алюмінієвого сплаву системи Al–Cu–Mg використовували три
різні значення швидкостей зварювання: 125, 280 і 450 мм/хв. Подальше збільшення
швидкості зварювання призводило до утворення макроскопічних дефектів.
41
У всіх випадках для опису процесу ЗТП використовувалася система
координат, яка включала напрямок зварювання (НЗ), поперечний напрямок (ПН) і
напрямок нормалі (НН) до площини, утвореної векторами НЗ та ПН.
Автоматичне аргонодугове зварювання виконували на апараті марки АДСВ-7.
Вибір режимів зварювання базувався на отриманні зварного з’єднання з плавними
переходами від шва до основного металу та з повним проплавленням товщини
основного металу.
Для аргонодугового зварювання сплаву Al–Cu–Mg використовувалася
присадочний дріт Св1177 діаметром 2,0 мм. Для зварювання сплаву 1565ч
застосовували присадочний дріт СвАМг63. Обидві дроти піддавалися операції
алмазного вигладжування поверхні, тому хімічне травлення їхньої поверхні
безпосередньо перед зварюванням не вимагалося.
2.3 Дослідження фізико-механічних властивостей
2.3.1. Дослідження на розтяг
Механічні випробування на міцність при розтягуванні зварних з'єднань та
основного металу за кімнатної температури проводилися на універсальній
розривній машині УТС 110М–100.
Зразки для випробувань зварних з'єднань відповідали вимогам ГОСТ 6996–66
і мали форму лопаток довжиною 150 мм із шириною робочої частини 15 мм. Зразки
вирізалися поперек зварного з'єднання так, щоб зварний шов розташовувався
посередині робочої частини зразків.
Швидкість навантаження становила 1 мм/хв. У процесі досліджень
здійснювався відбір ділянок нероз'ємного з'єднання для підготовки зразків з метою
визначення механічних характеристик на відстані 20–30 мм від початку та кінця
нероз'ємного з'єднання в досліджуваному зразку. На цих ділянках виконувалася
вирізка зразків для механічних випробувань.
Під час випробувань на розтягування визначалися такі механічні
характеристики нероз'ємних з'єднань:
– тимчасовий опір σВ;
– умовна границя текучості σ0,2;
42
– відносне видовження після розриву δ.
У процесі випробувань проводилася реєстрація діаграми розтягування із
визначенням умовної межі текучості σ0,2 (МПа), тимчасового опору σВ (МПа),
відносного подовження δ (%) відповідно до експлуатаційної документації
універсальної випробувальної машини.
Оскільки руйнування зразків зварних з'єднань при статичному розтягуванні
зазвичай відбувається в зоні термомеханічного впливу, для визначення
тимчасового опору зони перемішування (ядра шва), де структура металу є
однорідною внаслідок рекристалізації, були використані спеціальні зразки, ескіз
яких наведено на рисунку 2.2.

Рисунок 2.2 – Схема вирізки зразків для випробувань із ядра зварного
з'єднання
Зразки в кількості 5 штук для кожного з досліджуваних сплавів були вирізані
вздовж і поперек напрямку зварювання, причому їхня робоча частина містила лише
зону перемішування, що складається з рекристалізованих зерен.
Визначення механічних властивостей листів за підвищених температур.
Визначення механічних характеристик листів зі сплаву 1151 за підвищених
температур проводилося двома способами:
– за методикою, викладеною у [13] (визначення σВ, σ0,2, δ у діапазоні
температур від 125 °С до 400 °С);
– в умовах, визначених виходячи зі специфіки роботи матеріалу в конструкції,
із визначенням нестандартних характеристик – секундної міцності σТ і секундної
повзучості σ0,2/300.
43
Стандартні випробування зразків за [74] проводилися на машині «Schenk
Trebel» із датчиком деформації А-25110 за кімнатної та підвищених температур.
При оцінці секундної міцності задавалися такі умови випробування:
– температура випробувань: 20, 125, 175, 225, 250, 275, 325, 375 °С;
– швидкість нагріву до заданої температури: 2,5 ± 0,2 °С/с;
– витримка зразка при температурі: 500 с;
– тривалість руйнування зразка: 5 с.
При оцінці секундної повзучості (σ0,2/300) визначалося напруження для
вищезгаданих температур, яке спричиняє залишкову деформацію 0,2% за час 300
с.
Випробування на секундну міцність проводилися на сервогідравлічній машині
МТ8-810 (виробництво США) із максимальною навантажувальною здатністю 5
тонн. Керування забезпечувалося комп’ютерним комплексом із контролером.
Нагрів до заданої температури із заданою швидкістю здійснювався в печі
променевого нагріву, оскільки стандартні муфельні печі не могли забезпечити
високу швидкість нагріву. Температура зразка вимірювалася за допомогою
термопари, закріпленої в центральній частині зразка. Термопару закріплювали до
зразка азбестовим шнуром. Точність вимірювання температури становила ±1 °С.
Термопару попередньо тарували на позитивні температури за допомогою
термометра з похибкою не більше 1 °С. Вимірювання зразків проводилося з
похибкою не більше 0,1 мм за шириною та 0,01 мм за товщиною.
У процесі випробування фіксувалося максимальне навантаження до
руйнування, що дозволяло оцінити тимчасовий опір за заданої температури.
Умовна межа текучості та модуль пружності оцінювалися за діаграмою
«напруження – деформація». Час нагріву зразків до температури випробувань
наведено в таблиці 2.4.
Таблиця 2.4 – Час нагріву зразків сплаву системи Al–Cu–Mg до температури
випробувань
Температура досліджень, Час нагрівання, с
1°2С5 40
175 60
44
225 80
250 90
275 100
325 125
375 145
У процесі випробування на секундну повзучість фіксувалася деформація
зразка за постійного навантаження і температури. Залишкова деформація або
деформація повзучості визначалася як різниця між деформацією на 1-й секунді
досягнення постійного режиму навантаження та на 500-й секунді навантаження.
2.4 Методи дослідження структури зварних з'єднань
Металографічні дослідження проводилися на полірованих протравлених
шліфах. Для їх підготовки з типової ділянки нероз'ємного з'єднання вирізався
зразок за допомогою іскрового різання. Схема зразків наведена на рисунку 2.4.
Після вирізання зразки монтувалися у гвинтові зажими і шліфувалися на
шліфувальних паперах із корундовим абразивом зернистістю від 400 до 2000.
Починаючи із зернистості 1000, здійснювалося мокре шліфування. Полірування
шліфів виконувалося на сукні з використанням алмазної пасти АСМ 1/0 НОМГ 5,00
ct.

45

Рисунок 2.4 – Схема вирізки зразків для дослідження структури зварних
з'єднань: а–в – зразки для металографічних досліджень зварних з'єднань у
поперечному перерізі; ABCD – область фрактографічних досліджень.
Для виявлення особливостей зернистої структури нероз'ємних з'єднань
проводилися металографічні дослідження за допомогою світлової мікроскопії.
Використовувався оптичний металографічний мікроскоп МЕТ-1С із кратністю
збільшення від 50 до 1000.
Для визначення середнього розміру зерна застосовували два методи згідно з
ГОСТ 5639-82 [12]:
– метод січних;
– планіметричний метод.
Планіметричний метод полягає у визначенні кількості зерен, які повністю або
частково містяться в одиниці площі на поверхні шліфа. Після цього розраховується
середня площа одного зерна та його еквівалентний діаметр. Цей метод придатний
для вимірювання середнього розміру рівновісних зерен, тому застосовувався в зоні
перемішування нероз'ємного з'єднання, яка містить рівновісні зерна. Метод також
має обмежене застосування для нерівновісних зерен, зокрема в ситуаціях, коли
форма та орієнтація зерен не є суттєвими для дослідження, а важливо оцінити зміну
розміру зерен у результаті термообробки.
Метод січних використовувався в інших зонах, де зерна мають витягнуту
форму через прокат. Він полягає у підрахунку кількості зерен, які перетинаються
сімейством січних ліній, проведених у різних напрямках. У цій роботі січні лінії
проводилися у двох напрямках: вздовж витягнутого зерна (lx) і поперек (lz).
46
Для забезпечення чистоти експерименту всі вимірювання розмірів зерен
проводилися на середній лінії зразків за їх товщиною та посередині кожної зони.
Якісний і кількісний аналіз мікроструктури проводили на металографічному
інвертованому мікроскопі МЕТАМ ЛВ–31 у діапазоні збільшень від ×50 до ×200, а
також на лазерному конфокальному мікроскопі LEXT–OLS4000 в оптичному та
лазерному режимах при збільшеннях ×20 і ×50. Режими роботи задавалися
користувачем за допомогою спеціалізованого програмного забезпечення, яке
входить до комплекту мікроскопа.
Тонку структуру зварних з'єднань і елементний аналіз визначали за
допомогою сканувального електронного мікроскопа Philips SEM515 з
енергодисперсійним рентгенівським мікроаналізатором «Genesis».
Для проведення досліджень методом орієнтаційної мікроскопії
використовували растрові електронні мікроскопи FEI Quanta 200 3D і FEI Quanta
600, оснащені системами аналізу структури кристалічних матеріалів методом
дифракції зворотно-розсіяних електронів (EBSD). Для отримання та аналізу EBSD-
даних використовувалося програмне забезпечення TSL OIM. У всіх випадках
прискорювальна напруга становила 30 кВ. Аналіз результатів здійснювався за
допомогою пакета програм обробки EBSD-даних Channel 5 від Oxford Instruments.
Розмір області сканування становив 120×120 мкм, а крок сканування – 0,4 мкм.
Зерно визначали як область, обмежену висококутовими границями, з граничним
кутом розорієнтації, заданим на рівні 15°. Розмір зерна розраховували як діаметр
кола, площа якого відповідає площі зерна.
Для виключення сумнівних результатів EBSD-дані автоматично коригувалися,
при цьому зерна розміром менше трьох точок (відстань між точками дорівнює
кроку сканування) видалялися з EBSD-карт як ненадійні. З усіх кристалографічно
еквівалентних описів розорієнтації обирали опис із мінімальним кутом. Через
похибку методу EBSD усі малокутові границі з розорієнтацією менше 2°
виключалися з розгляду.
Як критерій малокутових і висококутових границь (МКГ і ВКГ відповідно)
використовувалася розорієнтація 15°. Для визначення розміру зерен застосовували
47
метод реконструкції [14], згідно з яким розмір зерен визначався як діаметр кола,
площа якого еквівалентна площі зерна.
Оскільки методи растрової електронної мікроскопії (РЕМ) не дозволяють
повною мірою дослідити структурно-фазовий стан матеріалу, для вивчення тонкої
структури когерентних і напівкогерентних вторинних фаз застосовувалася
просвічувальна електронна мікроскопія (ПЕМ).
ПЕМ-дослідження мікроструктури, аналіз фазового та елементного складів
проводилися за допомогою просвічувального електронного мікроскопа JEOL JEM-
2100 при прискорювальній напрузі 200 кВ і збільшенні до ×200 000. Об'єкти для
ПЕМ-досліджень у вигляді тонких фольг готувалися за допомогою системи
підготовки зразків JEOL EM-09100IS методом іонного витончення.
Для вивчення часток вторинних фаз фольги орієнтували так, щоб зона осі
<100> була паралельна пучку електронів.
Для визначення геометричних параметрів структурних елементів і вивчення
рельєфу поверхні застосовували метод атомно-силової мікроскопії (АСМ) “Grand
Analysis”. У цьому випадку кожен структурний елемент на поверхні (границя
зерна, включення), який перетинав січну площину (Z = const), інтерпретувався як
окрема зона у вигляді кола. Аналіз зразків проводився на приладі Solver PH47–PRO.
2.5 Вимірювання температури металу в зоні перемішування
Для визначення температури нагріву металу в зоні формування шва під час
зварювання тертям із перемішуванням було проведено дослідження залежності
термічного циклу від основних параметрів режиму зварювання. Схема
встановлення термопар наведена на рисунку 2.4.
Розрахункова товщина шару матеріалу пластини між стрижнем і термопарою
становила не більше 100–150 мкм. Таке розташування дозволяло вимірювати
температуру максимально близько до зони перемішування без ризику
пошкодження термопари. Інструментальна похибка вимірювань не перевищувала
±2 °С.
48

Рисунок 2.4 - Схема встановлення термопари для вимірювання температури в
зоні перемішування при ЗТП сплаву системи Al–Cu–Mg
2.6 Вимірювання внутрішніх напружень
Вимірювання внутрішніх напружень проводилося методом sin²ψ [15] із
використанням рентгенівського дифрактометра PROTO-LXRD. Для генерації
випромінювання з довжиною хвилі 1,79026 Å застосовувалася прискорювальна
напруга 25 кВ і кобальтовий монохроматор.
Внутрішні напруження розраховувалися за розширенням піка {311} на
Бреггівському куті 148,9°. Для дослідження просторового розподілу внутрішніх
напружень їх систематично вимірювали з кроком 1 мм по всій площі поперечного
перерізу шва, після чого будували відповідні карти розподілу напружень.
2.7 Випробування листів з алюмінієвих сплавів та їх зварних з'єднань на
схильність до міжкристалітної корозії
Для оцінки схильності до міжкристалічної корозії листових напівфабрикатів із
алюмінієвих деформованих сплавів та їх зварних з'єднань проводилися
випробування за методикою, викладеною в роботі [16].
49
Випробування зразків із алюмінієвих деформованих сплавів на схильність до
міжкристалічної корозії виконували в розчині, що містив:
– 3%-ний розчин хлориду натрію;
– 1%-ний розчин хлороводневої кислоти (30 г/л хлориду натрію плюс 10 мл/л
хлороводневої кислоти густиною 1,19 г/см³);
Температура розчину становила 18–25 °С, тривалість випробування – 24
години.
Для оцінки результатів випробувань застосовувався металографічний метод.
Шліфи оглядали при збільшенні ×100 у непроявленому вигляді під оптичним
мікроскопом.

50
Розділ 3. Формування структури і властивостей зварних з’єднань листів
зі сплавів системи Al-Cu-Mg І Al-Mg-Mn
3.1 Отримання зварних з'єднань листів сплавів Al–Cu–Mg та Al–Mg–Mn
методом аргонодугового зварювання
При виготовленні конструкцій із алюмінієвих сплавів систем легування Al–
Cu–Mg та Al–Mg–Mn передбачено використання широкого спектра технологічних
процесів: механічна обробка, гнучка, формоутворення. Під час збирання окремих
вузлів і конструкцій у цілому заплановано застосування зварювання плавленням. У
зв’язку з цим постала задача вивчення зварюваності зазначених сплавів і розробки
технології виконання зварних з’єднань.
Автоматичне аргонодугове зварювання виконували на установці для
зварювання протяжних прямолінійних стиків із присадочним дротом на змінному
струмі зі швидкістю 18 м/год. Перед зварюванням зона шириною 15 мм із
лицьового та зворотного боку з'єднання зачищалася шабером до металевого
блиску. Для формування проплавлення використовувалася підкладка з
нержавіючої сталі з отворами для подачі аргону.
Оцінка схильності досліджуваних сплавів до утворення кристалізаційних
тріщин за методикою МВТУ на зразках із надрізом при автоматичному
аргонодуговому зварюванні без присадки показала, що схильність до утворення
гарячих тріщин у сплаву системи Al–Cu–Mg дещо вища, ніж у сплаву 1565 системи
Al–Mg–Mn. Дані про довжину тріщин залежно від ширини зразків наведені на
рисунку 3.1.
Найбільша схильність до утворення кристалізаційних тріщин під час
зварювання у сплаву системи Al–Cu–Mg спостерігається при ширині зразка 80 мм.

51

Рисунок 3.1 – Схильність сплавів систем Al–Cu–Mg (1) і Al–Mg–Mn (2) до
утворення гарячих тріщин під час зварювання за методикою МВТУ (зварювання
автоматичне аргонодугове без присадочного дроту) [17]
Аналіз рентгенограм зварних з'єднань сплаву системи Al–Cu–Mg показав, що
вони мають низьку схильність до утворення пор у зварних з'єднаннях. Це явище
пов’язане зі специфікою структури оксидної плівки на сплавах системи Al–Cu–Mg
та низьким об’ємом адсорбованої вологи в структурі оксидної плівки.
Було обрано кілька режимів зварювання, що відрізнялися величиною струму
зварювальної дуги та швидкістю зварювання. Для кожного режиму зварювали по
десять зразків. Параметри експериментальних режимів наведені в таблицях 3.1 і
3.2.
Таблиця 3.1 – Експериментальні режими автоматичного аргонодугового
зварювання листів зі сплаву системи Al–Cu–Mg
Товщина Стан Номер Струм дуги Швидкість
листа, мм режима Iсв, А зварювання
зварювання Vсв, м/год
Загартування + 1 180–200 8
4,8 природне 2 220–245 12
старіння
3 260–290 16

52
Таблиця 3.2 – Експериментальні режими автоматичного аргонодугового
зварювання листів із сплаву 1565ч системи Al–Mg–Mn
Товщина Стан Номер Струм дуги Швидкість
листа, мм режима Iсв, А зварювання
зварювання Vсв, м/год
Відпал 5 190–215 8
5,0 6 220–235 12
7 245–270 14
Вплив струму дуги та швидкості зварювання на значення тимчасового опору
зварних з'єднань наведено в таблиці 3.3.
Таблиця 3.3 – Механічні властивості зварних стикових з'єднань листів сплавів
Al–Cu–Mg та Al–Mg–Mn, виконаних автоматичним аргонодуговим зварюванням
Сплав Номер Стан постачання Середнє Коефіцієнт
режиму значення міцності
тимчасового зварного
зварювання
опору σВ, МПа з'єднання
1 Загартування + 277 0,6
Al–Cu–Mg 2 природне 361 0,78
старіння
3 334 0,72
4 323 0,90
Al–Mg–Mn 5 Відпал 334 0,93
6 337 0,94
Під час випробувань на статичне розтягування руйнування зварних з'єднань
досліджуваних сплавів відбувалося в зоні термічного впливу.
З даних, наведених у таблиці 3.3, видно, що найбільш раціональним режимом
для стикового зварювання листів зі сплаву системи Al–Cu–Mg товщиною 4,8 мм є
режим 2, оскільки за таких параметрів зварне з'єднання має найвище значення
тимчасового опору.
Для сплаву 1565ч системи легування Al–Mg–Mn спостерігається інша
тенденція, яка полягає в підвищенні значення тимчасового опору зі збільшенням
швидкості зварювання. При цьому коефіцієнт міцності зварних з'єднань цього
сплаву знаходиться на рівні 0,90–0,94.
53
Механічні властивості зварних з'єднань досліджуваних сплавів, виконаних
автоматичним аргонодуговим зварюванням на оптимальних режимах, наведені в
таблиці 3.4.
Таблиця 3.4 – Механічні властивості зварних з'єднань алюмінієвих сплавів Al–
Cu–Mg і Al–Mg–Mn, виконаних автоматичним аргонодуговим зварюванням на
оптимальних режимах

2
Тимчасовий опір σВ, МПа Кут згинання Ударна в’язкість KCU, Дж/см
α, град.
Зварне Зварне з’єднання
з’єднання
по шву по зоні
сплавлення
Сплав систем Al–Cu–Mg
463 361 288 66 28 15 6,5 3,7
Сплав системи Al–Mg–Mn
359 337 239 152 168 18,5 8,7 7,2
Проводився аналіз макро- та мікроструктури зварних з'єднань із листових
напівфабрикатів сплавів систем Al–Cu–Mg і Al–Mg–Mn.
Алюмінієвий сплав системи Al–Cu–Mg, як і сплав Д16, є термічно
зміцнюваним. Для зварювання за експериментальними режимами
використовувалися листи зі сплаву системи Al–Cu–Mg у загартованому та
природно зістареному стані (Т).
Під час зварювання плавленням термічно зміцнюваних алюмінієвих сплавів у
зоні термічного впливу відбуваються процеси, які погіршують властивості
зварного з'єднання. У зоні термічного впливу спостерігаються ділянки металу з
різним ступенем розпаду твердого розчину та коагуляції зміцнювальних фаз.
Також у роботах [14–18] встановлено, що незалежно від способу зварювання
та початкового стану металу в безпосередній близькості до шва спостерігається
зона оплавлення меж зерен. Ширина цієї зони залежить від способу та режиму
Основний метал
З випуклістю та
проплавлення
м
Метал шва
Основний метал
Зварне
з’ єднання
Основний метал
54
зварювання. Розподіл евтектики в цій зоні змінюється залежно від початкового
стану сплаву. У зварних з'єднаннях, отриманих при зварюванні листів сплаву Д16
у загартованому стані, евтектика розташовується у вигляді суцільного прошарку
навколо зерен. Поява рідких прошарків між зернами знижує механічні властивості
металу в нагрітому стані та сприяє утворенню кристалізаційних тріщин.
У структурі сплаву системи Al–Cu–Mg евтектика виділяється по межах зерен
у невеликих кількостях, що зумовлено хімічним складом сплаву.
На рисунку 3.2 представлено фотографію макроструктури зварного з'єднання
листів зі сплаву системи Al–Cu–Mg, отриманого автоматичним аргонодуговим
зварюванням. Аналіз макроструктури зварного шва показав, що він щільний, без
тріщин і неперервностей. Структура металу зварного шва є дрібнозернистою,
дезорієнтованою, що характерно для випадку швидкої кристалізації розплавленого
металу при охолодженні.

Рисунок 3.2 – Макроструктура зварного з'єднання листів сплаву системи Al–
Cu–Mg товщиною 4,8 мм, виконаного автоматичним аргонодуговим зварюванням
(×2,5)
На рисунку 3.3 наведено фотографії мікроструктури в різних зонах зварного
з'єднання листових напівфабрикатів зі сплаву 1151, отриманого автоматичним
аргонодуговим зварювання
55

а б в
Рисунок 3.3 – Мікроструктура різних зон зварного з'єднання листів сплаву
системи Al–Cu–Mg, виконаних автоматичним аргонодуговим зварюванням у
режимі 2: а – основний метал; б – зона сплавлення; в – шов (×200).
Структура вихідного листа зі сплаву системи Al–Cu–Mg у загартованому і
природно старілому стані (рисунок 3.3, а) складається з твердого розчину
легувальних елементів в алюмінії, великих виділень первинних фаз і дрібних
дисперсних виділень зміцнювальних фаз, які не розрізняються при цьому
збільшенні.

Співвідношення Cu:Mg у досліджуваному сплаві становить 2,75. Згідно з
вмістом легувальних елементів, сплав системи Al–Cu–Mg розташовується в
концентраційному трикутнику системи Al–Cu–Mg праворуч від квазибінарного
розрізу α+S. У зв’язку з цим у структурі досліджуваного сплаву практично відсутня
θ(CuAl2)-фаза. Ця фаза бере участь у формуванні легкоплавкої евтектики α +
θ(CuAl2) + S(Al2CuMg), яка локалізується в околошовній зоні по межах зерен.
Легкоплавка евтектика спричиняє утворення кристалізаційних тріщин під час
зварювання плавленням, що значно знижує міцність зварних з'єднань.
Аналіз мікроструктури зони сплавлення (рисунок 3.3, б) показує, що
інтенсивного оплавлення меж зерен не спостерігається, а ймовірність виникнення
кристалізаційних тріщин у зоні термічного впливу зварного з'єднання невелика.
У зоні термічного впливу зварного з'єднання сплаву системи Al–Cu–Mg
спостерігається зона рекристалізованого зерна. У процесі зварювання в цій зоні
56
відбувається розчинення інтерметалідів у твердому розчині, оскільки їхній вміст
тут менший порівняно з основним металом.
Мікроструктура шва є дрібнозернистою (рисунок 3.3, в) через підвищений
вміст модифікаторів у присадочному дроті Св1177.
На рисунку 3.4 представлено графік залежності мікротвердості від відстані до
центру зварного шва.
З рисунка 3.4 видно, що зі збільшенням відстані від центру зварного шва, де
мікротвердість становить 80–100 HV0,5, її величина зростає до 130–150 HV0,5. У
зоні термічного впливу (ЗТВ) на відстані 6–11 мм від центру зварного шва
спостерігається зниження мікротвердості, що пояснюється тим, що в цій зоні
температура нагріву досягає закалочної температури, де відбувається
перезагартування сплаву та розчинення всіх зміцнювальних дисперсоїдів, що й
призводить до зниження мікротвердості.
Дослідження мікроструктури зварних з'єднань листів із системи Al–Cu–Mg
показали, що в зоні термічного впливу та зоні сплавлення спостерігаються ознаки
перегріву при виконанні зварювання в режимі 1. Це визначалося за наявністю пор,
потовщенням меж зерен та виділеннями оплавленої евтектики (рисунок 3.5).
На рисунку 3.6 представлено залежність тимчасового опору зварних з'єднань
листів сплаву системи Al–Cu–Mg товщиною 5 мм від температури випробувань.
Аналіз рисунка 3.6 дозволяє зробити висновок, що зварні з'єднання сплаву
системи Al–Cu–Mg зберігають достатню міцність при нагріванні до температури
300–350 °С. Подальше підвищення температури випробувань супроводжується
значним зниженням межі міцності зварного з'єднання, хоча до температури 450 °С
вона все ще має суттєве значення [44].
57

Рисунок 3.4 – Графік залежності мікротвердості від відстані до центру
зварного шва під час зварювання листів зі сплаву системи Al–Cu–Mg

а б
Рисунок 3.5 – Перегрів структури сплаву системи Al–Cu–Mg у зоні
термічного впливу (×317) під час зварювання в режимі 1: а – пори в зоні
сплавлення; б – потовщення меж зерен і виділення евтектики.
58

Рисунок 3.6 – Залежність тимчасового опору зварних з'єднань листів сплаву
системи Al–Cu–Mg товщиною 5 мм від температури випробувань

На рисунку 3.7 наведено фотографії макроструктури зварних з'єднань
листових напівфабрикатів зі сплаву 1565ч у відпаленому стані, отриманих
автоматичним аргонодуговим зварюванням.

Рисунок 3.7 – Макроструктура зварного з'єднання сплаву 1565ч (×6),
виконаного автоматичним аргонодуговим зварюванням із присадочним дротом
СвАМг63

Структура зварних швів, зображених на рисунку 3.7, щільна, тріщини та пори
відсутні. Чітко видно зону зварного шва, перехідну зону та зону основного металу
[67].
3.2 Формування структури зварних з'єднань листів сплавів Al–Cu–Mg та
59
Al–Mg–Mn при зварюванні тертям із перемішуванням
Формування з'єднання при зварюванні тертям із перемішуванням відбувається
внаслідок переміщення пластифікованого металу в обмеженому об’ємі за умов
надлишкового тиску. Це сприяє подрібненню зерен, збільшенню об’ємної частки
меж зерен у структурі та фрагментації інтерметалічних фаз.
Стикові зварні з'єднання з листових напівфабрикатів із досліджуваних сплавів
являли собою пластини, з'єднані зварюванням тертям із перемішуванням,
товщиною 4,8–5 мм і шириною 200 мм. Довжина зварних з'єднань становила 500
мм (рисунок 3.8).

Рисунок 3.8 – Схематичне зображення зразка зварного з'єднання пластин
досліджуваних алюмінієвих сплавів
На рисунку 3.9 представлено зовнішній вигляд із лицьового боку зварних
з'єднань листів сплавів систем легування Al–Cu–Mg і Al–Mg–Mn, виконаних
зварюванням тертям із перемішуванням.
60
5

мм
а
5

мм
б
Рисунок 3.9 – Зовнішній вигляд швів із лицьового боку, отриманих
зварюванням тертям із перемішуванням на сплаві системи Al–Cu–Mg (а) і Al–Mg–
Mn (б)

На лицьовій стороні зварного шва спостерігається формування періодичного
рельєфу, наявність якого є характерною особливістю зовнішнього вигляду швів,
отриманих зварюванням тертям із перемішуванням. Водночас лицьова поверхня
шва на сплаві системи Al–Cu–Mg відрізняється більшою шорсткістю та наявністю
невеликого грата на стороні набігання робочого інструмента (рисунок 3.9, а) [18].
При зміні швидкості подачі інструмента за однієї і тієї ж частоти його
обертання спостерігалося зміна відстані між кільцями.
61
Зварювання дослідних зразків виконувалося за чотирма заданими режимами,
при цьому варіювалися такі параметри зварювального процесу, як: частота
обертання робочого інструмента, швидкість руху інструмента відносно стика
зварюваних заготовок (швидкість подачі), зусилля притискання інструмента до
зварюваних пластин сплаву 1565ч (таблиця 3.5).
Зовнішній огляд отриманих зразків не виявив дефектів. Однак під час розгляду
кільцевого рельєфу зварних швів, отриманих за різних режимів зварювання, було
відзначено, що відстань між кільцями була неоднаковою. Відомо, що наявність
періодичного рельєфу на лицьовій стороні зварного шва є характерною
особливістю швів, отриманих методом зварювання тертям із перемішуванням.
Таблиця 3.5 – Параметри режимів зварювання тертям із перемішуванням
листів сплаву системи Al–Cu–Mg
Номер Зусилля Частота Швидкість Коефіцієнт
режима прижиму обертів подачі Vсв, теплоукладанн
зварюв інструмента інструменту мм/хв я η
Р, Н ω, об/мин
1 25000 800 250 0,31
2 25000 600 250 0,41
3 21000 500 175 0,35
4 16000 600 175 0,29
При зміні швидкості подачі інструмента за сталої частоти його обертання
спостерігалося зміну відстані між кільцями. На рисунку 3.10 наведені
макрофотографії періодичного рельєфу, сформованого за різних швидкостей
подачі інструмента. Добре видно, що відстань між кільцями збільшується зі
зростанням швидкості подачі (швидкості зварювання).
Подібний результат уже обговорювався в літературі. Наприклад, у роботі [31]
показано, що відстань між кільцями (смугами цибулинної структури) чітко
залежить від частоти обертання інструмента. Таким чином, дисперсність
мікроструктури зварного шва можна регулювати за допомогою зміни цього
параметра зварювання. Чим менша ця відстань, тим одноріднішою буде структура
формованого шва.
62
Однак, як зазначено в [11], вплив параметрів режиму зварювання на
мікроструктуру і міцність шва ще недостатньо вивчений. Так, у роботі [12]
висловлено припущення, що надто висока частота обертання інструмента може
привести до утворення гомогенної структури зварного шва, однак при цьому
неминуче підвищиться температура процесу, що може спричинити зниження
тимчасового опору зварного шва.

130 мм/мин 175 мм/мин

250 мм/мин
Рисунок 3.10 – Кільцевий рельєф поверхні зварного шва сплаву системи Al–
Cu–Mg за різних швидкостей подачі робочого інструмента (швидкостей
зварювання)

Таким чином, проблема оптимізації процесу зварювання тертям із
перемішуванням залишається актуальною та потребує подальшого вирішення.
Отримані в цьому розділі дисертаційної роботи результати доповнюють наявні дані
про вплив технологічних параметрів зварювання на формування структури
зварного шва, отриманого способом зварювання тертям із перемішуванням.
63
Зразки для випробувань на статичне розтягування були виготовлені відповідно
до вимог ГОСТ 6996–66. Отримані значення міцності стикових з'єднань, зварених
за наведеними вище режимами, а також значення коефіцієнта міцності з'єднання
(співвідношення міцності з'єднання до міцності основного металу) і виявлені в
процесі металографічного контролю дефекти наведені в таблиці 3.6.

Таблиця 3.6 – Тимчасовий опір зварних з'єднань сплаву системи Al–Cu–Mg,
отриманих зварюванням тертям із перемішуванням
Номер режима Тимчасовий Коэфіцієнт Наявність і
зварювання опір при міцності тип
розтягуванні зварного дефекту
σВ, МПа з’єднання
Основний метал 443 1,0 немає
1 354 0,80 мікропорожни
2 346 0,78 несуцнілиь ність
3 372 0,81 немає
4 239 0,54 Лінія сику
З таблиці 3.6 видно, що коефіцієнти міцності зварних з'єднань і величина
тимчасового опору для пластин товщиною 4,8 мм, зварених за режимами 1 і 3, були
найвищими.
На рисунку 3.11 наведена макроструктура зварного з'єднання сплаву 1565ч і
сплаву системи Al–Cu–Mg, виконаних зварюванням тертям із перемішуванням.

а
64

б
Рисунок 3.11 – Макроструктура з'єднання листів сплаву 1565ч (а) та схема
розташування зон у зварному з'єднанні сплаву системи Al–Cu–Mg (б): ОМ –
основний метал; ЗТВ – зона термічного впливу; ЗТМВ – зона термомеханічного
впливу; ЗП – зона перемішування (шов), збільшення ×6
У структурі отриманих з'єднань листів досліджуваних сплавів спостерігається
наявність чотирьох структурних зон: зони перемішування, зони термомеханічного
впливу, зони термічного впливу та основного металу.
Нерівномірність зварного з'єднання в різних структурних зонах чітко
проявляється під час вимірювання мікротвердості матеріалу. Вимірювання
проводилося на приладі ПМТ–3М із навантаженням 50 г. Як індентор
використовувалася алмазна піраміда Віккерса. Лінії заміру мікротвердості
проходили через усі структурні зони поперечного перерізу зварного з'єднання з
кроком вимірювання 1 мм, починаючи з основного металу.
У таблиці 3.7 наведено усереднені значення твердості різних структурних зон
зварного з'єднання сплавів систем Al–Cu–Mg та Al–Mg–Mn у порівнянні з
твердістю основного матеріалу. Аналіз отриманих результатів показує, що у ядрі
зварного шва твердість матеріалу досягає максимальних значень.
На рисунку 3.12 представлена діаграма зміни мікротвердості для зварного
з'єднання листів сплаву 1565ч товщиною 5,0 мм у 3D-координатах, яка ілюструє
результати зазначених вимірювань.
Таблиця 3.7 – Середні значення твердості зразків зварного з'єднання листів
досліджуваних алюмінієвих сплавів
Сплав Среднє значення твердості HV50
Основний Зона Зона термомеханічного Ядро
метал термічного впливу зварного
65
впливу Сторона Відступаюча шва
набігання сторона
Al–Cu–Mg 62,4 49,7 57,8 54,9 52,2
Al–Mg–Mn 51,25 50,7 63,5 61,3 70,4

Рисунок 3.12 – Діаграма розподілу мікротвердості у зварному з'єднанні
листів сплаву 1565ч товщиною 5 мм
Аналіз кривих розподілу твердості в отриманих зварних з'єднаннях та 3D-
діаграми показує, що метал зварного шва листів сплаву 1565ч характеризується
двома помітно відмінними ділянками: центральною частиною та прилеглими з
обох сторін зонами термомеханічного впливу. Порівняно з твердістю основного
металу максимальне підвищення твердості спостерігалося в центрі зварного
з'єднання.
Для термічно зміцнюваного сплаву системи Al–Cu–Mg розподіл
мікротвердості має інший характер. Спостерігаються дві зони зниження
мікротвердості: зона перемішування та зона термічного впливу. При цьому
зниження мікротвердості в зоні термічного впливу під дією термічного циклу
зварювання є більш суттєвим.
Для розуміння механізму трансформації початкової зеренної структури
досліджуваних алюмінієвих сплавів у деформовану при зварюванні тертям із
66
перемішуванням було проведено глибокі дослідження мікроструктури основного
металу у вихідному стані та мікроструктури металу в зоні перемішування.
Вплив робочого інструмента під час зварювання тертям із перемішуванням на
зварюваний матеріал призводить до формування грибоподібної деформованої
області з вираженою вихровою структурою (рисунок 3.13). Формування такої
області пояснюється розподілом теплових потоків у зоні впливу робочого
інструмента та характером течії пластифікованого матеріалу.
Переміщення зварюваного матеріалу обертовим стрижнем робочого
інструмента відбувається за рахунок адгезійної взаємодії інструмента та
зварюваного алюмінієвого сплаву. При цьому тертя та пластичне деформування
сприяють виділенню тепла, достатнього для переведення основного металу в
пластичний стан і подальшого його переміщення зі сторони набігання інструмента
на відступаючу сторону.
На теплові потоки та масоперенос пластифікованого металу під час
зварювання впливають матеріал і форма робочого інструмента, основні параметри
режиму зварювання та властивості основного металу. Тому розподіл температури
та масоперенос можуть бути досить складними.

а б в
Рисунок 3.13 – Шарувата структура зварного шва сплаву системи Al–Cu–Mg:
а – оптична мікроскопія; б, в – атомно-силова мікроскопія.
Аналіз мікроструктури отриманих зварних з'єднань показав, що
мікроструктура зварного шва складається з чергування шарів матеріалу приблизно
67
однакової товщини (0,25–0,52 мкм), орієнтованих у напрямку прикладеної
деформації (рисунок 3.13, а).
У роботі [13] було показано, що такі структури утворюються при терті
ковзання в результаті конкуренції двох процесів: розущільнення під час
фрикційного нагріву та зміцнення, спричиненого пластичним деформуванням.
Особливістю цього процесу є його періодичний характер.
Для встановлення загальних закономірностей формування зеренної
мікроструктури зони перемішування при зварюванні тертям із перемішуванням
(ЗТП) алюмінієвих сплавів систем легування Al–Cu–Mg і Al–Mg–Mn було
проведено порівняльний аналіз середнього розміру зерна вихідних листів
алюмінієвих сплавів і в зоні перемішування (у ядрі шва).
Вимірювання розмірів зерна проводилося методами оптичної металографії,
растрової електронної мікроскопії та просвічувальної електронної мікроскопії
залежно від величини об'єкта вимірювання. Середній розмір зерна (dср) і похибка
вимірювань обчислювалися відповідно до методики робіт [14, 15].
Як видно з рисунка 3.14, структура сплавів у стані постачання складалася із
зерен, частково деформованих у напрямку прокатки, причому витягнутість зерен
більш виражена у пластин зі сплаву 1565ч. Розмір середнього зерна у пластин зі
сплаву 1565ч становив (24±3) мкм, а у пластин сплаву системи Al–Cu–Mg
товщиною 4,8 мм – (32±3) мкм.
У таблиці 3.8 наведено розподіл зерен за розмірами в основному матеріалі
досліджуваних сплавів у стані постачання.
Аналогічні розрахунки виконані для зони перемішування досліджуваних
сплавів після зварювання тертям із перемішуванням. Вимірювання проводилися в
центрі (ядрі) зварного шва, де сформувалася рівноосна дрібнозерниста структура.
Подібні розрахунки середнього розміру зерна були виконані для металу
зварного шва листів сплавів систем легування Al–Cu–Mg і Al–Mg–Mn (сплав
1565ч). Вимірювання проводилися в центральній частині (ядрі) зони
перемішування, де утворилася рівноосна дрібнозерниста структура. Для
68
розрахунків застосовувалася вищезазначена методика, вимірювання розмірів зерен
проводилися за допомогою лазерно-конфокального мікроскопа LEXT4000.
50 мкм 50 мкм

а б
Рисунок 3.14 – Мікроструктура листів сплавів систем легування Al–Cu–Mg
(а) і Al–Mg–Mn (б) у стані постачання

Таблиця 3.8 – Розподіл зерен за розмірами в структурі листів досліджуваних
сплавів у стані постачання
Сплав Доля, %
Размір зерна, мкм
3–9 9–15 15–21 21–27 27–33 33–39 39–45 45–51 51–57 57–63
Al–Cu–Mg 6,5 22 26,5 22,5 12,5 5 2,5 1,5 0,5 0,5
Al–Mg–Мn 2,5 11,5 23,5 24,5 18 9,5 7 2,5 0,5 0,5
Мікроструктура зони перемішування для сплавів систем легування Al–Cu–Mg
і Al–Mg–Mn (сплав 1565ч) представлена на рисунку 3.15.
У таблиці 3.9 наведено розподіл зерен за розмірами в мікроструктурі
отриманих зварних швів.
Розрахунки середнього розміру зерна в ядрі шва зварених листів
досліджуваних сплавів показали, що його величина становила:
для сплаву системи Al–Cu–Mg – 9,5±1,6 мкм,
для сплаву 1565ч – 5,2±1,1 мкм.
Як видно з отриманих результатів, середній розмір зерна зменшився у 4,5–5
разів порівняно з початковою зеренною структурою листового напівфабрикату
досліджуваних сплавів. Формування такої структури можна пояснити інтенсивним
69
термомеханічним впливом під час тертя обертового інструмента та реалізацією
динамічної рекристалізації за цих умов.
200 мкм

а б
Рисунок 3.15 – Мікроструктура швів сплаву 1565ч (а) і сплаву системи Al–Cu–
Mg (б)
Таблиця 3.9 – Розподіл зерен за розмірами в структурі металу зварного шва
листів досліджуваних сплавів
Сплав Доля, %
Размір зерна, мкм
1,5–4,5 4,5–7,5 7,5–10,5
Al–Cu–Mg 38 56 6
Al–Mg–Мn 46 52 2
Дослідження методом просвічувальної електронної мікроскопії фольги,
отриманої з області ядра шва, підтвердило результати EBSD-аналізу щодо
формування рекристалізованої структури в центральній частині зварного шва. У
зерен переважно спостерігаються висококутові межі (рисунок 3.16).
Скупчення дислокацій всередині зерен не виявлено, окремі дислокації
розташовуються поблизу меж зерен (рисунок 3.16, б) та на дисперсних частинках,
розташованих у тілі зерна.
70

а б
Рисунок 3.16 – Зображення структури сплаву 1565ч у ядрі зварного шва,
отримані за допомогою просвічувальної електронної мікроскопії:
а – зеренна структура з висококутовими межами; б – скупчення дислокацій
поблизу висококутової межі.
Сукупність отриманих даних дозволяє зробити висновок, що в процесі
зварювання тертям із перемішуванням відбувається подрібнення зерна з
подальшою рекристалізацією початкової структури. Цей процес характеризується
стадійним переходом від крупнозернистої структури до дрібнозернистої, з
поступовим збільшенням кута розорієнтації меж зерен/субзерен і їх
трансформацією в ядрі зварного шва у рівноосні зерна з висококутовими межами.
3.3 Характер руйнування зварних з'єднань, виконаних ЗТП, при
випробуваннях на статичне розтягування
Руйнування цих зразків зварних з'єднань досліджуваних сплавів, виконаних
зварюванням тертям із перемішуванням, відбувалося в зоні термомеханічного
впливу на «відступаючій» стороні по лінії стика.
На рисунку 3.17 представлено характерний вигляд поверхні руйнування після
випробувань на статичне розтягування та наведено фрактограму поверхні зламу
цих зразків.
З отриманих результатів випливає, що процес руйнування проходив у два
етапи:
Розкриття матеріалу по лінії стика в нижній частині зварного шва.
71
Подальший долам решти об’єму матеріалу.

а б
Рисунок 3.17 – Поверхня руйнування (а) та фрактограма поверхні зламу (б)
бездефектного зварного шва листів сплаву системи Al–Cu–Mg товщиною 4,8 мм
Спеціальні зразки для визначення тимчасового опору металу шва (рисунок
2.2) руйнувалися під час розтягування строго в зоні ядра зварного шва. При цьому
середнє значення максимального напруження при руйнуванні зразків зварних
з'єднань зі сплаву системи Al–Cu–Mg, вирізаних уздовж і поперек напрямку
зварювання, виявилося дуже близьким і становило приблизно 415,5 МПа, тобто
вище тимчасового опору зварного з'єднання в цілому, але нижче тимчасового
опору основного металу (443 МПа).
Отриманий результат можна пояснити впливом сформованої при зварюванні
в цій частині шва однорідної бездефектної структури з малим розміром зерна, а
також тепловим впливом джерела (робочого інструмента), яке привело до
часткового зняття ефекту зміцнення при природному старінні.
Фрактографічні дослідження поверхні руйнування, виконані після
випробувань на розтягування, показали ідентичність характеру руйнування обох
видів зразків (рисунок 3.18).
72

а б
Рисунок 3.18 – Мікроструктура поверхні руйнування зразків ядра зварного
шва сплаву системи Al–Cu–Mg: а – уздовж напрямку зварювання; б – поперек
напрямку зварювання.
В обох випадках руйнування мало транскристалічний характер із
формуванням розвиненого ямкового мікрорельєфу (рисунок 3.18). Помітної
різниці в розмірі ямок не виявлено, скупчення великих частинок і дефектів у
вигляді тріщин та розшарувань не спостерігалося.
3.4 Вплив основних параметрів режиму зварювання тертям із
перемішуванням на термічний цикл процесу
Термічний цикл визначає максимальну температуру нагріву різних зон
зварного з'єднання та швидкість їх охолодження в процесі зварювання алюмінієвих
сплавів.
Під впливом термічного циклу зварювання в різних зонах зварного з'єднання
відбуваються структурні зміни, що впливають на значення його тимчасового опору
та пластичності. Структура металу шва в основному визначається швидкістю
охолодження під час зварювання і вмістом легувальних елементів, особливо
модифікаторів алюмінію.
Мета експериментів полягала у вивченні впливу основних параметрів режиму
зварювання тертям із перемішуванням (частоти обертання робочого інструмента та
швидкості зварювання) на тривалість перебування металу шва при підвищеній
температурі та середній розмір зерна в ньому.
73
У рамках роботи було проведено експериментальне дослідження залежності
максимальної температури нагріву в зоні перемішування від основних параметрів
режиму зварювання тертям із перемішуванням – частоти обертання робочого
інструмента та швидкості зварювання.
На рисунку 2.5 наведена схема розташування термопар для визначення
температури нагріву металу в зоні перемішування.
Товщина шару зварюваного металу між встановленою термопарою і стрижнем
робочого інструмента становила 100–130 мкм. Це дозволило визначати
температуру нагріву металу безпосередньо в середній частині зони перемішування
без ризику руйнування термопари під впливом робочого інструмента. Похибка
вимірювання температури нагріву металу не перевищувала ±2 °С.
Сварка пластин зі сплаву 1565ч здійснювалася встик. Для виконання ЗТП
застосовували робочий інструмент зі сталі Р18 з діаметром заплечика 16 мм і
стрижнем діаметром 5,2 мм. Висота стрижня становила 4,9 мм, щоб уникнути його
контакту зі сталевою підкладкою під час зварювання. На поверхні стрижня
виконана спіральна канавка глибиною 0,3 мм. Зварювання пластин сплаву 1565ч
виконувалося за один прохід.
Робочий інструмент встановлювали під кутом 2–2,5° до нормалі до поверхні
зварюваних листів, з нахилом уперед щодо напрямку зварювання.
Під час експериментів використовували частоту обертання робочого
інструмента 1100 об/хв. Швидкість зварювання задавали на трьох рівнях: 125, 300
і 450 мм/хв. При швидкості зварювання понад 450 мм/хв у з'єднанні спостерігалося
утворення макродефектів у вигляді несплавлень.
Результати експериментів показали, що зі збільшенням частоти обертання
робочого інструмента за постійної швидкості зварювання спостерігається
підвищення максимальної температури нагріву металу в зоні перемішування
(рисунок 3.19).
74

Рисунок 3.19 – Вплив частоти обертання робочого інструмента на
температуру металу в зоні формування шва сплаву 1565ч за постійної швидкості
125 мм/хв
Збільшення швидкості зварювання призводило до зниження максимальної
температури нагріву металу в зоні перемішування під час ЗТП листів сплаву 1565ч
(рисунок 3.20).
Окрім зменшення значення максимальної температури нагріву, відзначалося
скорочення тривалості перебування металу при температурі вище 250 °С. Це явище
має сприяти уповільненню процесу рекристалізації металу в зоні перемішування.
Встановлено, що за швидкості зварювання 125 мм/хв тривалість перебування
металу зони перемішування при температурі вище 250 °С становила 9–10 с, тоді як
за швидкості 450 мм/хв – лише 2,5–3 с.
75

Рисунок 3.20 – Вплив швидкості зварювання на температуру металу в зоні
формування шва сплаву 1565ч за постійної частоти обертання робочого
інструмента 800 об/хв
На рисунку 3.21 наведено карти EBSD, які демонструють зеренні структури,
що сформувалися в центральній частині зони перемішування з'єднань сплаву 1565ч
за різних швидкостей зварювання. Відзначається чітка тенденція до зменшення
розміру зерна в зоні перемішування.
Для всіх досліджуваних поєднань частоти обертання робочого інструмента та
швидкостей зварювання спостерігається формування мікроструктур у зоні
перемішування, які характеризуються високим вмістом висококутових меж (ВКМ)
(таблиця 3.10).
Слід зазначити, що в зоні перемішування за всіма дослідженими режимами
спостерігається переважання дрібних рівноосних зерен.

76

Рисунок 3.21 – EBSD-карти мікроструктур зони шва сплаву 1565ч, утворені
за швидкостей зварювання 125 мм/хв (а), 300 мм/хв (б) та 450 мм/хв (в)
Таблиця 3.10 – Середній розмір зерен і частка ВКМ у зоні перемішування при
ЗТП сплаву 1565ч за різних швидкостей зварювання
Значення швидкості Величина середнього Частка кутових
зварювання, мм/хв розміру зерна у зоні кордонів ВКМ, %
перемішування, мкм
125 6,3 61
300 4,2 68
450 3,3 80
Отримані в цьому дослідженні мікроструктури зони перемішування сплаву
1565ч є типовими для швів алюмінієвих сплавів, отриманих зварюванням тертям із
перемішуванням. Формування дрібнозернистої структури в зоні перемішування
можна пояснити протіканням динамічної рекристалізації на стадії охолодження
металу шва.
Можна також відзначити, що збільшення швидкості зварювання за постійної
частоти обертання робочого інструмента сприяє інтенсифікації подрібнення зерен
у зоні перемішування. Цей ефект безпосередньо пов’язаний зі зменшенням
тривалості перебування металу шва при підвищених температурах на стадії його
охолодження.
У випадку зварювання сплаву системи Al–Cu–Mg також спостерігалося
зменшення середнього розміру зерна в зоні перемішування зі збільшенням
швидкості зварювання. Так, за швидкості зварювання 125 мм/хв середній розмір
зерна в шві становив 9,6 мкм. Зі збільшенням швидкості зварювання до 300 мм/хв
77
середній розмір зерна зменшився до 8,2 мкм, а при швидкості 450 мм/хв досяг
мінімального значення 5,8 мкм.
Вплив швидкості зварювання на механічну поведінку швів у ході випробувань
на одноосне розтягування наведено в таблиці 3.11. Як і очікувалося, випробування
на розтягування виявили зниження міцнісних характеристик металу шва сплаву
системи Al–Cu–Mg порівняно з вихідним матеріалом. При цьому підвищення
швидкості зварювання сприяло зменшенню розущільнювального ефекту.
Таблиця 3.11 – Механічні властивості зварних з'єднань і металу шва сплаву
системи Al–Cu–Mg
Шв. Зварне з’єднання Метал шва (зона
зварюва перемішування)
ння, Тимчасовий Коефіцієнт Місце Тимчасовий Видовженн
мм/хв опір σВ, МПа міцності К руйнування опір σВ, МПа я до
руйнування
δ, %
125 301 0,65 Зона 377 4,2
300 372 0,80 термічного 389 3,5
впливу
450 394 0,85 409 1,6
Слід звернути увагу, що під час випробування зварного з'єднання сплаву
системи Al–Cu–Mg на статичне розтягування руйнування відбувається по зоні
термічного впливу. Ступінь розущільнення металу цієї зони зменшується зі
збільшенням швидкості зварювання.
Також варто зазначити, що тимчасовий опір металу шва перевищує значення
тимчасового опору зварного з'єднання (таблиця 3.11).
Характерною особливістю механічної поведінки металу швів сплаву системи
Al–Cu–Mg є відносно низька пластичність.

3.5 Внутрішні напруження у зварних з'єднаннях досліджуваних сплавів,
виконаних зварюванням тертям із перемішуванням
З огляду на важливість внутрішніх напружень при циклічних навантаженнях
зварних з'єднань, у дисертаційній роботі було досліджено їх розподіл у стані після
78
зварювання тертям із перемішуванням (ЗТП). Похибка вимірювання в усіх
випадках становила менше ±35 МПа.
Вимірювання показали, що розкид внутрішніх напружень у зоні
перемішування був суттєво меншим порівняно із зоною термомеханічного впливу
та зоною термічного впливу. Цей ефект, імовірно, пов'язаний із відносно дрібним
розміром зерен у зоні перемішування та, як наслідок, кращою статистикою
вимірювань.
Незважаючи на дуже складний характер розподілу внутрішніх напружень
(рисунок 3.22), їх аналіз дозволив виявити низку важливих закономірностей.
Найважливішою з них є те, що внутрішні напруження в межах зони перемішування
виявилися переважно розтягувальними, а в зоні термічного впливу та основному
металі – стискувальними.
Рівень внутрішніх розтягувальних напружень у зоні перемішування становив
50 МПа, а стискувальних у зоні термічного впливу та основному металі – 75 МПа.
Важливо також зазначити, що у верхній половині шва по товщині зварюваної
пластини напруження виявляються вищими порівняно з кореневою частиною
зварного з'єднання

79
Рисунок 3.22 – Профіль внутрішніх напружень у зварному з'єднанні сплаву
системи легування Al–Cu–Mg, виконаному ЗТП, на рівні середини товщини
Для сплаву 1565чМ вимірювання залишкових напружень у поперечному
перерізі відносно шва показали, що середній рівень залишкових напружень
становив близько 30 МПа. Піковий рівень стискувальних напружень (у
поверхневому шарі) не перевищує 60 МПа і знаходиться в перехідній області між
зоною перемішування та зоною термічного впливу.
Розподіл напружень змінюється зі збільшенням відстані від поверхні зразка.
Наприклад, у цій же області, на рівні 2,5 мм, уже спостерігаються розтягувальні
напруження, які досягають 65 МПа.
Висновки до розділу 3
На основі узагальнення результатів проведених експериментальних
досліджень зроблено такі висновки:
1. Встановлено, що під час аргонодугового зварювання без присадочного
металу сплав системи Al–Cu–Mg виявляє схильність до утворення гарячих тріщин
більше, ніж сплав 1565ч системи Al–Mg–Mn. Найвища схильність до утворення
кристалізаційних тріщин при зварюванні сплаву Al–Cu–Mg за методикою МВТУ
спостерігається при ширині зразка 80 мм.
2. Показано, що сплав системи Al–Cu–Mg має низьку схильність до
утворення пор у зварних з'єднаннях. Це явище пов'язане зі специфікою будови
оксидної плівки на сплаві Al–Cu–Mg і низьким обсягом адсорбованої вологи в її
структурі.
3. Встановлено, що тимчасовий опір зварних з'єднань сплаву Al–Cu–Mg
без термічної обробки після автоматичного аргонодугового зварювання становить
72–75% від тимчасового опору основного матеріалу в стані після гартування та
природного старіння. Для сплаву 1565ч системи Al–Mg–Mn в відпаленому стані
коефіцієнт міцності зварного з'єднання під час аргонодугового зварювання
становить 0,90–0,92.
80
4. Коефіцієнт міцності зварного з'єднання під час зварювання тертям із
перемішуванням становив для сплаву системи Al–Cu–Mg 0,80–0,81, а для сплаву
1565ч – 0,97–0,99. Аналіз мікроструктури отриманих зварних з'єднань показав, що
мікроструктура зварного шва являє собою чергування шарів матеріалу приблизно
однакової товщини (0,25–0,52 мкм), орієнтованих у напрямку прикладеної
деформації.
5. Встановлено, що в сплавах систем Al–Cu–Mg і Al–Mg–Mn при
зварюванні тертям із перемішуванням пластин товщиною 5,0 мм у ядрі зварного
шва формується повністю рекристалізована структура зі середнім розміром зерна
у діапазоні 6,2–9,8 мкм. Частка висококутових меж у рекристалізованій структурі
становила 68–75% від загальної кількості меж зерен.
6. Показано, що зі збільшенням швидкості зварювання до 275–300 мм/хв
за частоти обертання робочого інструмента 750 об/хв спостерігається зменшення
середнього розміру зерен у металі шва: для сплаву Al–Mg–Mn до 4,2 мкм, а для
сплаву Al–Cu–Mg до 8,2 мкм.
7. Руйнування зразків зварних з'єднань досліджуваних сплавів,
виконаних зварюванням тертям із перемішуванням, відбувалося в зоні
термомеханічного впливу на «відступаючій» стороні по лінії стика (для сплаву
1565чМ) і в зоні термічного впливу (для сплаву Al–Cu–Mg). Під час визначення
тимчасового опору металу зони перемішування руйнування мало
транскристалічний характер із формуванням розвиненого ямкового мікрорельєфу.
8. Рівень залишкових напружень у зварному з'єднанні сплаву системи Al–
Cu–Mg становив 50 МПа, а стискувальних у зоні термічного впливу та основному
металі – 75 МПа. Для сплаву 1565чМ середній рівень залишкових напружень у
поперечному перерізі щодо шва становив близько 30 МПа. Піковий рівень
стискувальних напружень у поверхневому шарі не перевищував 60 МПа та
знаходився у перехідній зоні між зоною перемішування та зоною термічного
впливу.
81
Розділ 4. Охорона праці та безпека в надзвичайних ситуаціях
4.1 Технології переробки алюмінієвих відходів
Переробка алюмінієвих відходів може здійснюватися різними технологіями та
методами:
1. Високочастотна індукційна плавка:
Цей метод використовує високочастотне електромагнітне поле для нагрівання
алюмінієвих відходів до температури плавління. Плавлений метал потім легко
заливається у форму.
2. Екструзія:
Процес екструзії застосовується для створення довгих, безперервних форм,
таких як профілі, труби або дроти. Алюмінієва стружка піддається високому тиску
і виштовхується через спеціальну матрицю.
3. Лиття під тиском:
Гаряче лиття, це заливка плавленого алюмінію у форму під високим тиском
для отримання складних форм. Холодне лиття, з іншого боку, використовує
твердий алюміній або сплав, підігрітий до температури нижче за плавлення.
4. Ламінація:
Холодна ламінація використовується для створення тонких листів алюмінію.
Процес включає прокатку металу через валки при низьких температурах.
5. Механічне подрібнення:
Цей процес включає механічне подрібнення алюмінієвої стружки до дрібного
порошку, який може використовуватися в різних застосуваннях, таких як добавка
до композитних матеріалів.
6. Вторинна переплавка:
Вторинний переплав включає використання вторинних алюмінієвих відходів
або старих виробів для отримання вторинного алюмінію. Це екологічно
ефективний спосіб зниження споживання первинних сировинних ресурсів.
7. Електрохімічне анодування:

82
Анодування використовується для створення захисного шару оксиду на
поверхні алюмінієвих виробів. Цей шар може покращити корозійну стійкість та
надати можливості для декоративного оздоблення.
8. Електрохімічна обробка:
Електрохімічна обробка використовується для видалення оксидів та
забруднень із поверхні алюмінію. Це може бути важливим етапом у процесі
підготовки матеріалу перед додатковою обробкою.
9. Плавлення в сольових ваннах:
Процес плавлення у сольових ваннах дозволяє отримувати високоякісний
алюміній. У цьому процесі сіль служить для стабілізації температури та
забезпечення легкості плавлення.
10. Комбіновані технології:
Багато підприємств використовують комбінацію різних технологій для
оптимізації процесу досягнення певних характеристик продукції. Ці технології є
лише частиною широкого спектра методів переробки алюмінієвої стружки, і вибір
конкретної технології залежить від вимог кінцевого продукту, бюджету та
екологічних критеріїв.
Комбіновані технології переробки алюмінієвої стружки часто включають
кілька етапів або методів для досягнення кінцевого результату, наприклад:
1. Механічне подрібнення та вторинна переплавка:
Спочатку алюмінієва стружка піддається механічному подрібненню для
отримання дрібніших частинок.
Потім ці частинки переплавляються вдруге за допомогою технології вторинної
переплавки.
2. Електрохімічне анодування та ламінація:
Спочатку алюмінієва стружка піддається електрохімічному анодуванню для
створення оксидного захисного шару.
Потім анодований матеріал може бути підданий процесу ламінації для
отримання тонких листів з покращеними механічними властивостями.
83
3. Вторинна переплавка та високочастотна індукційна плавка:
Спочатку відбувається вторинне переплавлення алюмінієвої стружки для
отримання металевого розплаву.
Цей розплав може бути підданий високочастотній індукційній плавці для
точного контролю температури та інших параметрів.
4. Механічне подрібнення та лиття під тиском:
Алюмінієва стружка спочатку піддається механічному подрібненню для
отримання дрібних частинок.
Ці частки можуть бути використані в процесі лиття під тиском для створення
складних формованих деталей.
5. Електрохімічне анодування та екструзія:
Анодований алюміній може бути підданий процесу екструзії для створення
виробів з певними формами та профілями.
6. Вторинна переплавка та механічна обробка:
Алюмінієва стружка спочатку переплавляється вдруге.
Потім отриманий матеріал піддається механічній обробці, як токарна або
фрезерна обробка.
7. Екструзія та електрохімічне оксидування:
Алюмінієва стружка екструдується для формування довгих профілів.
Ці профілі можуть бути піддані електрохімічному оксидуванню для
поліпшення захисних властивостей.
Ці приклади демонструють можливість комбінувати різні технології
переробки задля досягнення певних цілей чи поліпшення характеристик кінцевого
продукту. Комбіновані підходи дозволяють гнучкіше використовувати
різноманітні технології у виробничих процесах.
Для високочастотного індукційного плавлення алюмінієвих відходів
використовується спеціальне обладнання, яке здатне створювати високочастотні
електромагнітні поля. Нижче наведено список прикладів обладнання, яке може
використовуватися для цього процесу:
84
1. Індукційні плавильні печі:
Високочастотні індукційні плавильні печі: це спеціалізоване обладнання, яке
генерує високочастотні електромагнітні поля для нагрівання алюмінієвої стружки
до температури плавлення. Ці печі забезпечують ефективний та швидкий процес
плавки.
2. Індукційні генератори:
Високочастотні індукційні генератори: Генератори створюють високочастотні
електромагнітні поля, які передаються індукційні котушки всередині плавильних
печей. Це забезпечує ефективний та точний контроль нагріву.
3. Індукційні котушки:
Спеціалізовані індукційні котушки: Розроблені для конкретних завдань
плавки алюмінієвої стружки, ці котушки встановлюються усередині плавильних
печей та призначені для ефективної передачі енергії у матеріал.
4. Конденсаторні банки:
Конденсаторні банки: Використовуються для зберігання енергії та
забезпечують стабільне електромагнітне поле протягом процесу плавки.
5. Системи охолодження:
Охолоджувачі: Так як індукційна плавка створює високі температури, системи
охолодження важливі для підтримки стабільності процесу та запобігання перегріву
обладнання.
6. Системи управління та моніторингу:
Контролери: Забезпечують точне керування параметрами плавки, такими як
температура та час, для досягнення потрібних результатів.
Системи моніторингу: Дозволяють операторам відстежувати та контролювати
важливі параметри процесу в режимі реального часу.
7. Захисні системи:
Системи безпеки: Включають датчики та системи захисту для забезпечення
безпеки роботи та запобігання аварійним ситуаціям.
85
Технологія високочастотної індукційної плавки алюмінієвих відходів включає
кілька ключових операцій:
1. Підготовка матеріалу:
Збір та підготовка стружки: Стружка збирається з джерела та піддається
необхідної підготовці, включаючи видалення забруднень та чужорідних частинок.
2. Напрямок в індукційну плавильну піч:
Транспортування: Підготовлена стружка направляється до індукційної
плавильної пічки, де відбудеться процес нагрівання.
3. Розміщення у плавильній печі:
Розміщення у формі: Стружка укладається у форму або каркас усередині
плавильної печі, забезпечуючи правильний розподіл матеріалу.
4. Генерація високочастотного електромагнітного поля:
Запуск індукційної плавильної печі: Генератори створюють високочастотні
електромагнітні поля в індукційних котушках, встановлених у плавильній печі.
5. Індукційне нагрівання:
Нагрів стружки: Високочастотні електромагнітні поля створюють
електричний струм у стружці, викликаючи її нагрівання до температури плавлення.
6. Плавлення:
Перетворення на рідину: Під впливом індукційного нагріву алюмінієва
стружка переходить із твердого стану на рідкий.
7. Виливка у форму:
Виливка: Плавлений алюміній виливається у попередньо підготовлену форму
для створення кінцевого продукту.
8. Охолодження:
Початкове охолодження: Охолодження відбувається після виливки, і форма
може бути піддана додатковому охолодженню або контрольованого охолодження
в спеціальній камері.
9. Вилучення та обробка готового виробу:
86
Вилучення із форми: Після досягнення необхідної твердості, виріб витягується
з форми.
Подальша обробка: Поверхня та форма виробу можуть піддаватися
додатковим операціям, таким як обробка, обвалення, шліфування або інші процеси,
залежно від вимог.
10. Контроль якості:
Інспекція: Перевірка якості проводиться в процесі та після завершення,
включаючи вимірювання розмірів, виявлення дефектів та інші параметри.
11. Упаковка та відвантаження:
Упаковка: Готові вироби упаковуються відповідно до вимог замовника.
Відвантаження: Готові продукти надсилаються клієнту або на наступний етап
виробництва.
Процес екструзії алюмінієвих відходів є специфічною технологією, яка
дозволяє створювати продукти з постійним поперечним перерізом, такі як профілі,
труби або дроти. Нижче наведено загальний список операцій у технології екструзії
алюмінієвої стружки:
1. Підготовка матеріалу:
Збір та підготовка стружки: Алюмінієва стружка, яка буде використовуватися
для екструзії, збирається та піддається процесам очищення та сортування.
2. Прогрівання матеріалу:
Нагрів: Алюмінієва стружка піддається нагріванню до певної температури, що
забезпечує його достатню пластичність для процесу екструзії.
3. Завантаження матеріалу в діжку екструдера:
Завантаження: Підготовлена стружка завантажується в бочку екструдера, де
відбудеться процес екструзії.
4. Процес екструзії:
Пресування: Стружка піддається тиску, що створюється гвинтовим
механізмом екструдера. Це дозволяє алюмінію пройти через матрицю та прийняти
потрібну форму.
87
5. Формування продукту:
Вихід: Алюмінієва стружка проштовхується через матрицю, при цьому
набуває форми профілю або іншого продукту.
6. Охолодження:
Охолодження продукту: Новоутворений продукт охолоджується, щоб
зафіксувати його форму та структуру.
7. Різання продукту:
Різання: Довгі екструдовані профілі можуть бути відрізані на потрібні розміри.
8. Обробка поверхні:
Обробка: Після екструзії продукт може піддаватися додатковим операціям,
таким як обробка поверхні, полірування або нанесення захисних покриттів.
9. Вимірювання та контроль якості:
Вимірювання: Вимірює розміри та інші характеристики продукту, щоб
переконатися у відповідності до вимог.
10. Упаковка та відвантаження:
Упаковка: Готові вироби упаковуються відповідно до вимог замовника.
Відвантаження: Готові продукти надсилаються клієнту або на наступний етап
виробництва.
Технологія лиття під тиском алюмінієвих відходів дозволяє отримувати
складні та точні деталі з високою продуктивністю. Нижче наведено загальний
список операцій у технології лиття під тиском:
1. Підготовка форми:
Виготовлення форми: Створення форми, що відповідає бажаній геометрії
деталі.
2. Підготовка алюмінієвої стружки:
Підготовка матеріалу: Алюмінієва стружка піддається процесам сортування,
очищення та, при необхідності, попереднього нагрівання.
3. Наповнення камери подачі матеріалу:
88
Завантаження стружки: Підготовлена стружка завантажується в камеру подачі
матеріалу ливарної машини.
4. Розрідження та нагрівання:
Розрідження: Алюмінієва стружка розріджується та розігрівається у
спеціальній камері перед подачею до ливарної камери.
Плавлення: Розігріта стружка переходить у рідкий стан.
5. Лиття під тиском:
Запуск ливарної машини: рідкий алюміній подається під тиском усередину
форми, повністю заповнюючи її.
6. Охолодження та затвердіння:
Охолодження: Продукт остигає у формі, що призводить до його затвердіння.
Витяг: Затверділий відлив витягується з форми.
7. Обробка відливу:
Відбиття надлишку матеріалу: видаляються надлишки матеріалу, такі як
заливки або виливки.
8. Обробка поверхні:
Шліфування та обробка: Продукт піддається операціям шліфування, обробки
та, якщо необхідно, видалення залишків заливальних систем.
9. Термічна обробка (при необхідності):
Відпал: В деяких випадках, щоб змінити механічні властивості, деталь може
бути піддана термічній обробці.
10. Контроль якості:
Інспекція: Перевірка розмірів, форми та інших характеристик для
забезпечення відповідності вимогам.
11. Упаковка та відвантаження:
Упаковка: Готові вироби упаковуються відповідно до вимог клієнта.
Відвантаження: Готові продукти надсилаються клієнту або на наступний етап
виробництва.
89
Технологія лиття під тиском алюмінієвої стружки забезпечує високу
продуктивність та точність, що робить її популярним методом для виробництва
різних алюмінієвих деталей.
Технологія ламінації алюмінієвих відходів використовується створення
тонких листів алюмінію. Нижче наведено загальний список операцій у цьому
процесі:
1. Підготовка алюмінієвої стружки:
Збір та підготовка стружки: Алюмінієва стружка збирається та проходить
процеси сортування та очищення для видалення забруднень.
2. Змішування та формування заготівлі:
Змішування: Алюмінієва стружка може бути змішана з іншими компонентами
для покращення характеристик матеріалу.
Формування заготовки: Отримана суміш може бути сформована у заготовку
потрібної форми.
3. Прогрів та підготовка матеріалу:
Нагрів: Заготовка піддається нагріванню для забезпечення пластичності
алюмінію.
Прокатка: Прогріта заготовка проходить через валки для отримання
необхідної товщини.
4. Ламінація:
Процес ламінації: Прогріта та підготовлена заготовка проходить між валками
ламінатора. Цей процес призводить до збільшення довжини та зменшення товщини
матеріалу, формуючи тонкий лист.
5. Додаткові процеси ламінації:
Холодна ламінація: У деяких випадках лист може бути додатково підданий
холодній ламінації для поліпшення механічних властивостей і точності розмірів.
6. Різання та формування:
Різання: Отримані аркуші можуть бути відрізані на потрібні розміри.
90
Формування: Листи можуть бути піддані додатковим процесам формування
для створення кінцевого продукту.
7. Обробка поверхні:
Поверхнева обробка: Листи можуть піддаватися операціям обробки для
покращення їх зовнішнього вигляду або додавання спеціальних властивостей.
8. Контроль якості:
Інспекція: Перевірка якості, включаючи вимірювання товщини, перевірку
наявності дефектів та інші параметри.
9. Упаковка та відвантаження:
Упаковка: Готові листи упаковуються відповідно до вимог клієнта.
Відвантаження: Готові продукти надсилаються клієнту або на наступний етап
виробництва.
Технологія ламінації алюмінієвої стружки дозволяє отримувати тонкі листи
алюмінію з високою поверхневою гладкістю та характеристиками, що робить її
широко використовуваною у промисловості.
Технологія механічного подрібнення алюмінієвих відходів застосовується для
одержання алюмінієвого порошку або частинок різних фракцій. Нижче наведено
загальний список операцій у цьому процесі:
1. Підготовка алюмінієвої стружки:
Збір та підготовка стружки: Стружка збирається та піддається процесам
сортування та очищення для видалення домішок та забруднень.
2. Проміжна обробка:
Розрізання: Довгі скибочки алюмінієвої стружки можуть бути попередньо
розрізані на більш короткі сегменти для полегшення подальшого подрібнення.
3. Механічне подрібнення:
Подрібнення: Алюмінієва стружка піддається подрібненню з використанням
млинів, дробильних машин, або іншого спеціалізованого обладнання. Метою є
одержання алюмінієвого порошку або дрібних частинок.
4. Класифікація та сортування:
91
Класифікація: Отримані частинки можуть бути класифіковані за розмірами за
допомогою сит та інших пристроїв.
Сортування: сортування частинок за розмірами, формою або іншими
параметрами для отримання необхідної фракції.
5. Обробка поверхні (за потреби):
Обробка: Отримані частинки можуть піддаватися обробці поверхні для
покращення їх характеристик або додавання певних властивостей.
6. Упаковка та відвантаження:
Упаковка: Подрібнений алюміній може бути запакований відповідно до вимог
клієнта.
Відвантаження: Готові продукти надсилаються клієнту або на наступний етап
виробництва.
Технологія механічного подрібнення алюмінієвої стружки використовується
для отримання алюмінієвого порошку, який може бути використаний у різних
галузях, таких як виробництво фарб, лаків, металевих покриттів та інших
технологічних процесах.
Вторинна переплавка алюмінієвих відходів є процес використання вторинних
алюмінієвих матеріалів для отримання нового алюмінію. Нижче наведено
загальний список операцій у технології вторинної переплавки алюмінієвої
стружки:
1. Збір та сортування вторинних матеріалів:
Збір: Збираються алюмінієві вторинні матеріали, такі як відходи, старі вироби
або брухт.
Сортування: Матеріали сортуються за типами та чистотою, видаляються
домішки та сторонні елементи.
2. Переробка та підготовка матеріалу:
Руйнування: Вторинні матеріали зазнають руйнування, наприклад,
механічного подрібнення або дроблення, щоб отримати дрібніші частинки.
92
Обробка: Може включати видалення оксидів та інші процеси підготовки
матеріалу до плавки.
3. Нагрів та плавка:
Нагрів: Підготовлені вторинні матеріали піддаються нагріванню, щоб досягти
температури плавлення алюмінію.
Плавка: Алюміній плавиться, перетворюючись на рідкий стан.
4. Очищення від домішок (за потреби):
Фільтрування: Проводиться фільтрація розплавленого алюмінію для
видалення залишків домішок та забруднень.
5. Рафінування та регулювання складу:
Рафінування: Процеси рафінування можуть використовуватися для
покращення чистоти та якості алюмінію.
Регулювання складу: Можуть додаватися легуючі елементи для отримання
необхідних характеристик сплаву.
6. Лиття або формування:
Лиття: Плавлений алюміній може бути вилитий у форму для створення
кінцевого продукту.
7. Охолодження та формування:
Охолодження: Отриманий відлив охолоджується для зафіксування його
форми та структури.
Обробка: Після охолодження відлив може піддаватися додатковому
обробленню, такому як механічна обробка або термічна обробка.
8. Контроль якості:
Інспекція: Проводиться перевірка якості, включаючи вимірювання розмірів,
виявлення дефектів та інші параметри.
9. Упаковка та відвантаження:
Упаковка: Готові вироби або матеріали упаковуються відповідно до вимог
клієнта.
93
Відвантаження: Готові продукти надсилаються клієнту або на наступний етап
виробництва.
Технологія вторинної переплавки алюмінієвої стружки є ефективним методом
зменшення використання первинних сировинних ресурсів і зниження на довкілля.
Технологія електрохімічного анодування алюмінієвих відходів призначена
для створення оксидних захисних покриттів на поверхні алюмінію. Ці покриття
надають алюмінію стійкості до корозії, а також можуть бути використані для
декоративних або функціональних цілей. Нижче наведено загальний список
операцій у технології електрохімічного анодування:
1. Підготовка алюмінієвої стружки:
Збір та підготовка стружки: Алюмінієва стружка збирається та піддається
процесам сортування та очищення для видалення домішок та забруднень.
2. Механічна обробка (при необхідності):
Шліфування або полірування: Поверхня алюмінію може бути піддана
механічній обробці для видалення дефектів та отримання гладкої поверхні.
3. Очищення поверхні:
Хімічна очистка: Поверхня алюмінію піддається хімічному очищенню для
видалення залишків забруднень та жирів.
4. Анодування:
Підготовка електроліту: Підготовляється електроліт, який є розчином кислоти
або лугу.
Іммерсія в електроліт: Алюмінієва стружка міститься в електроліті, а її
поверхня служить анодом в електричному ланцюзі.
5. Електричне підключення:
Підключення до джерела струму: Алюмінієва стружка підключається до
джерела постійного струму, а катод (зазвичай виготовлений з алюмінію) також
міститься в електроліті.
6. Утворення оксидного шару:
94
Процес анодування: відбувається електрохімічне окислення поверхні
алюмінію, що призводить до утворення щільного оксидного шару, відомого як
анодна плівка.
7. Контроль товщини покриття:
Вимірювання товщини: Проводиться контроль товщини оксидного шару, що
утворився, який може бути регульований шляхом зміни параметрів процесу.
8. Забарвлення (при необхідності):
Процес фарбування: Якщо потрібний, оксидний шар може бути пофарбований
шляхом занурення в розчин, що фарбує.
9. Закріплення оксидного шару:
Закріплення: Оксидний шар закріплюється шляхом його термічної обробки.
10. Контроль якості:
Інспекція: Проводиться перевірка якості, включаючи вимірювання товщини
покриття та перевірку кольору.
11. Упаковка та відвантаження:
Упаковка: Анодовані вироби упаковуються відповідно до вимог клієнта.
Відвантаження: Готові продукти надсилаються клієнту або на наступний етап
виробництва.
Технологія електрохімічного анодування надає широкий спектр можливостей
управління характеристиками оксидного шару, що робить її популярною у
виробництві алюмінієвих виробів.
Електрохімічна обробка алюмінієвих відходів може включати різні операції
залежно від конкретного процесу бажаного результату. Нижче наведено загальний
список операцій у технології електрохімічної обробки:
1. Підготовка алюмінієвої стружки:
Збір та підготовка стружки: Алюмінієва стружка збирається та проходить
через процеси сортування та очищення для видалення домішок.
2. Очищення поверхні:
95
Хімічна очистка: Алюмінієва стружка може бути піддана хімічному
очищенню для видалення залишків масел, жирів та інших забруднень.
3. Підготовка електроліту:
Підготовка розчину: Електроліт, що містить хімічні речовини, які підходять
для обробки, готується для занурення стружки.
4. Занурення в електроліт:
Іммерсія: Алюмінієва стружка занурюється у підготовлений електроліт.
5. Електрохімічна обробка:
Анодування: Процес електрохімічного анодування може бути використаний
для формування оксидного шару на поверхні алюмінію, покращуючи його
корозійну стійкість та візуальні властивості.
6. Електроосадження (при необхідності):
Електроосадження: Електрохімічний процес, при якому металеві іони
осідають на поверхню алюмінію, може бути використаний для нанесення тонких
металевих покриттів.
7. Контроль параметрів процесу:
Вимірювання струму та напруги: Проводиться контроль параметрів
електрохімічного процесу для забезпечення бажаного результату.
8. Регулювання часу та температури:
Керування процесом: Час обробки, температура та інші параметри можуть
регулюватися для досягнення потрібних характеристик обробленої стружки.
9. Очищення та вихід з електроліту:
Очищення: Після завершення процесу стружка може бути вилучена з
електроліту.
Промивання: Промивання для видалення залишків електроліту з поверхні
стружки.
10. Сушіння (при необхідності):
Сушка: Оброблена стружка може бути піддана сушінню, щоб усунути
залишкову вологу.
96
11. Контроль якості:
Інспекція: Проводиться перевірка якості, включаючи візуальний огляд та
вимірювання характеристик обробленої стружки.
12. Упаковка та відвантаження:
Упаковка: Оброблена стружка упаковується відповідно до вимог замовника.
Відвантаження: Готові продукти надсилаються клієнту або на наступний етап
виробництва.
Технологія електрохімічної обробки алюмінієвої стружки може
застосовуватися для створення різних функціональних та декоративних поверхонь
із покращеними характеристиками.
Технологія плавлення алюмінієвих відходів в сольових ваннах також відома
як сольовий процес, часто використовується для отримання алюмінію високої
чистоти. У цьому процесі алюмінієва стружка плавиться у ванні, що містить
сольовий розплав, що дозволяє уникнути окислення та зменшити вплив небажаних
домішок. Нижче наведено загальний список операцій у цій технології:
1. Підготовка алюмінієвої стружки:
Збір та підготовка стружки: Алюмінієва стружка збирається та проходить
через процеси сортування та очищення для видалення домішок.
2. Завантаження ванн із сіллю:
Підготовка сольової ванни: Ванна наповнюється сіллю, яка буде розплавом
для плавлення алюмінію.
3. Нагрів сольової ванни:
Нагрів: Сіль у ванні піддається нагріванню до високої температури,
забезпечуючи плавлення та підтримання розплаву.
4. Нагрів алюмінієвої стружки:
Підготовка стружки: Алюмінієва стружка завантажується в сольову ванну і
піддається нагріванню до температури плавлення.
5. Плавлення алюмінієвої стружки у сольовій ванні:
97
Плавлення: Алюмінієва стружка плавиться у сольовій ванні, утворюючи
рідкий алюміній.
6. Відділення домішок:
Обробка: Можливе проведення процесів, спрямованих на відділення та
видалення домішок та сторонніх частинок з розплаву.
7. Контроль температури:
Моніторинг: Температура сольової ванни підтримується на певному рівні для
забезпечення необхідних умов плавлення та якості розплаву.
8. Виїмка алюмінію із сольової ванни:
Виймання: рідкий алюміній виймається з сольової ванни для подальшої
обробки.
9. Обробка розплаву (за потреби):
Обробка: Розплав може піддаватися додатковим процесам, таким як
очищення, легування або інші операції для отримання кінцевого продукту.
10. Контроль якості:
Інспекція: Проводиться перевірка якості, включаючи аналіз складу та
загальних характеристик розплаву.
11. Охолодження та формування (при необхідності):
Охолодження: Можливе проведення процесів охолодження для формування
необхідної структури та властивостей алюмінію.
12. Упаковка та відвантаження:
Упаковка: Готовий алюміній упаковується відповідно до вимог замовника.
Відвантаження: Готові продукти надсилаються клієнту або на наступний етап
виробництва.
Технологія плавлення в сольових ваннах надає можливість отримання
високочистого алюмінію і може бути корисною у виробництві, де потрібна висока
чистота металу.
98
4.2 Основні інженерно-технічні засоби захисту від пожежі
Обладнання для переробки алюмінієвих відходів варіюється залежно від
конкретного процесу вимог виробництва:
1. Дробильне обладнання:
Дробарки або подрібнювачі для первинної обробки алюмінієвої стружки,
розбиваючи її на дрібніші частинки.
2. Вторинні плавильні печі:
Плавильні печі для вторинного переплавлення алюмінієвої стружки та
отримання розплавленого алюмінію.
3. Високочастотні індукційні печі:
Печі для високочастотного індукційного плавлення алюмінієвої стружки з
метою точного контролю температури та управління процесом.
4. Екструзійне обладнання:
Преса для екструзії алюмінієвої стружки для формування профілів, труб та
інших деталей.
5. Ливарне обладнання під тиском:
Ливарні машини для лиття під тиском алюмінієвої стружки для створення
злитків або складних деталей.
6. Обладнання для механічної обробки:
Токарні верстати, фрезерні верстати, свердлильні верстати та інше обладнання
для механічної обробки алюмінієвої стружки.
7. Обладнання для електрохімічної обробки:
Електрохімічні ванни, апарати для анодування та інші пристрої
електрохімічної обробки алюмінієвої стружки.
8. Системи фільтрації та очищення:
Фільтри для видалення домішок, системи очищення та сепаратори для
обробки розплавленої стружки.
9. Системи контролю та автоматизації:
99
Датчики, системи контролю температури, системи автоматизації для
управління процесами та забезпечення якісного виробництва.
10. Установки для спалювання газів:
Системи для уловлювання та обробки газів, що виділяються у процесі
переробки алюмінієвої стружки.
11. Обладнання для пакування та відвантаження:
Системи упаковки, конвеєри, палетайзери та інші пристрої для пакування та
відправлення готової продукції.
12. Лабораторне обладнання:
Обладнання для аналізу якості алюмінієвої стружки, наприклад спектральні
аналізатори, мікроскопи та інші лабораторні прилади.
Цей список надає загальний огляд обладнання, яке може використовуватись у
різних етапах переробки алюмінієвої стружки. Кожен процес може вимагати
унікального обладнання відповідно до його специфікацій та цілей.

100
Загальні висновки
1. Встановлено, що в сплавах систем Al–Cu–Mg і Al–Mg–Mn при
зварюванні тертям із перемішуванням пластин товщиною 5,0 мм у ядрі зварного
шва формується повністю рекристалізована структура зі середнім розміром зерна в
діапазоні 6,2–9,8 мкм. Частка висококутових меж у рекристалізованій структурі
становить 68–75% від загальної кількості меж зерен.
2. Показано, що зі збільшенням швидкості зварювання до 275 мм/хв за
частоти обертання робочого інструмента 750 об/хв спостерігається зменшення
середнього розміру зерен у металі шва: для сплаву Al–Mg–Mn до 4,5 мкм, а для
сплаву Al–Cu–Mg до 7,7 мкм.
3. Тимчасовий опір зварних з'єднань, виконаних ЗТП, для сплаву Al–Cu–
Mg становить 378 МПа (коефіцієнт міцності 0,80), а для сплаву Al–Mg–Mn – 355
МПа (коефіцієнт міцності 0,99). Для обох сплавів тимчасовий опір металу шва
перевищує значення тимчасового опору зварного з'єднання. Зварні з'єднання при
випробуваннях руйнувалися по зоні термомеханічного впливу (сплав 1565чМ) або
по зоні термічного впливу (сплав Al–Cu–Mg).
4. Зварні з'єднання сплаву Al–Cu–Mg, виконані аргонодуговим
зварюванням, мають коефіцієнт міцності на рівні 0,67–0,74 від міцності сплаву в
термічно зміцненому стані, тоді як коефіцієнт міцності з'єднань сплаву Al–Mg–Mn
досягає 0,95.
5. Жароміцність зварних з'єднань сплаву Al–Cu–Mg, виконаних ЗТП, при
400–450 °C порівнянна з жароміцністю основного металу.

101
Список використаної літератури
1. Lohwasser D., Chen Z. Friction Stir Welding: From Basics to Applications.
Cambridge: Woodhead Publishing, 2010. 448 p.
2. Lippold J. C. Welding Metallurgy and Weldability. Hoboken, NJ: Wiley,
2015.
3. Mathers G. The Welding of Aluminium and Its Alloys. Cambridge: Woodhead
Publishing, 2002. 264 p.
4. Thomas W. M., Nicholas E. D., Needham J. C., Murch M. G., Temple-Smith
P., Dawes C. J. Friction Stir Butt Welding. GB Patent No. 9125978.8; International
Patent Application PCT/GB92/02203 (WO 93/10935), 1991/1992.
5. Threadgill P. L. Friction stir welding of aluminium alloys / P. L. Threadgill,
A. J. Leonard, H. R. Shercliff, P. J. Withers // TWI Bull. – 1997. – V. 28.– P. 30–33.
6. Dawes C. J. Friction stir process welds aluminium alloys: the process
produces low-distortion, highquality, low-cost welds on aluminium / C. J. Dawes,
7. W. M. Thomas // Welding Journal. – 1996. – V. 75. – P. 41–45.
8. McNelley T. R. Recrystallization mechanisms during friction stir
welding/processing of aluminum alloys / T. R. McNelley, S. Swaminathan, J. Q. Su //
Scripta Materialia. – 2008. – 58. – P. 349–354.
9. Mishra R. S. Friction stir welding and processing / R. S. Mishra, P. S. De, N.
Kumar // Science and Engineering. – Springer International Publishing Switzerland,
2014. – 338 p.
10. Louro R. Effect of Tool Geometry in the Friction Stir Welding of AA6082-
T651 / R. Louro, H. Gouveia, P. Brioso // Materials Science Forum. – 2008. – Vols. 587-
588. – P. 976–980.
11. Threadgill P. L. Terminology in friction stir welding / P. L. Threadgill //
Science and Technology of Welding and Joining. – 2007. – V. 12. – P. 357-360.
12. Kosec G. Failure of the pinion from the drive of a cement mill / G. Kosec, A.
102
Nagode, I. Budak, A. Antic, B. Kosec // Engineering Failure Analysis. – 2011. – V. 18
(1). – P. 450-454.
13. Frigaard Q. A process model for friction stir welding of age hardening
McNelley T. R. Recrystallization mechanisms during friction stir welding/processing of
aluminum alloys / T. R. McNelley, S. Swaminathan, J. Q. Su // Scripta Materialia. –
2008. – 58. – P. 349–354.
14. Mahoney, M. W. Properties of friction-stir-welded 7075 T651 / M. W.
Mahoney, C. G. Rhodes, J. G. Flintoff, R. A. Spurling, W. H. Bingel // Metallurgical and
Materials Transactions A. – 1998. – V. 29. – P. 1955-1964.
15. Chen Z. W. On the forming mechanism of banded structures in aluminium
alloy friction stir welds / Z. W. Chen, S. Cui // Scripta materialia. – 2008. – № 58. – P.
417– 420.
16. Su Q. Microstructure investigation of friction stir welding 7050-T651
aluminum / Q. Su, T. W. Nelson, R. Mishra, M. Mahoney // Acta Materialia. – 2003. –
V. 53 (1). – P. 713-729.
17. Norman A. F. High resolution EBSD analysis of the grain structure in an
AA2024 friction stir weld / A. F. Norman, I. Brough, P. B. Prangnell: Materials Science
Forum. – 2000. – V. 331-333. – P. 1713-1718.
18. Ahmad Z. The properties and application of scandium-reinforced aluminum
/ Z. Ahmad // JOM February. – 2003. – V. 55 (2). – P. 35-39.
19. Wang Y. Recrystallization of Al-5.8Mg-Mn-Sc-Zr alloy / Y. Wang, Q. Pan,
Y. Song, C. Li, Z. Li, Q. Chen, Z. Yin // Transactions of nonferrous metals society of
China. – 2013. – V. 23 (11). – P. 3235–3241.
20. Charit I. Low temperature superplasticity in a friction-stir-processed ultrafine
grained Al–Zn–Mg–Sc alloy / I. Charit, R. S. Mishra // Acta Materialia. – 2005. – V. 53
(6). – P. 4211–4223.
103
21. Valiev R. Z. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation
/ R. Z. Valiev, R. K. Islamgaliev, I. V. Alexandrov // Progress in Materials Science. –
2000. – V. 45. – P. 103–189.
22. Steuwer A. A combined approach to microstructure mapping of an Al–Li
AA2199 friction stir weld / A. Steuwer, M. Dumont, J. Altenkirch, S. Birosca, A.
Deschamps, P. B. Prangnell, P. J. Withers //Acta Materialia. – 2011. – V.59. – P.3002–
3011.
23. Mahoney M. W. Friction stir processing : OMB No. 0704-0188. / M. W.
Mahoney, S. P. Lynch. – Thousand Oaks Defense Technical Information Center, 2006.
– 15 p.
24. Valiev R. Z. Principles of equal channel angular pressing as a processing tool
for grain refinement / R. Z. Valiev, T. G. Langdon // Progress in Materials Science. –
2006. – V. 51 (7). – P. 881–981.
25. Saito Y. Ultra-finegrained bulk aluminum produced by accumulative
rollbonding (ARB) process / Y. Saito, H. Utsunomiya, T. Sakai, R. G. Hong // Scripta
Materialia. – 1998. – V. 39. – P. 1221–1227.
26. Beygelzimer Y. Useful properties of twist extrusion / Y. Beygelzimer, V.
Varyukhin, S. Synkov, D. Orlov // Materials Science and Engineering: A. – 2009.– V.
503. – P. 14–17.
27. Zhilyaev A. P. Using high-pressure torsion for metal processing:
fundamentals and applications / A. P. Zhilyaev, T. G. Langdon // Progress in Materials
Science. – 2008. – V. 53. – P. 893–979.
28. Pirgazi H. Texture evolution of AA3003 aluminum alloy sheet produced by
accumulative roll bonding / H. Pirgazi, A. Akbarzadeh, R. Petrov, J. Sidor, L. Kestens //
Materials Science and Engineering: A. – 2008. – V. 492 (1-2). – P. 110– 117
29. Pippan R. Saturation of fragmentation during severe plastic deformation/ R.
Pippan, S. Scheriau, A. Taylor, M. Hafok, A. Hohenwarter, A. Bachmaier // Annual
104
Review of Materials Research. – 2010. – V. 40. – P. 319–343.
30. Evans W. T. Friction stir extrusion: a new process for joining dissimilar
materials / W. T. Evans, B. T. Gibson, J. T. Reynolds, A. M. Strauss, G. E. Cook //
Manufacturing Letters. – 2015. – V. 5. – P. 25-28.
31. Sabirov I. Nanostructured aluminium alloys produced by severe plastic
deformation: New horizons in development / I. Sabirov, M. Yu. Murashkin, R. Z. Valiev
// Materials Science&Engineering А. – 2013. – V. 560. – P. 1–24.
32. Tarasov S. Subsurface shear instability and nanostructuring of metals in
sliding / S. Tarasov, V. Rubtsov, A. Kolubaev // Wear. – 2010. – V. 268. – P. 59– 66.
33. Gallais C. Precipitation microstructures in an AA6056 aluminium alloy after
friction stir welding: Characterization and modelling / C. Gallais, A. Denquin, Y.
Bréchet, G. Lapasset // Materials Science and Engineering: A. – 2008. – Vol. 496. – P.
77–89.
34. Dawood H.I. The influence of the surface roughness on the microstructures
and mechanical properties of 6061 aluminium alloy using friction stir welding / H.I.
Dawood, K.S. Mohammed, A. Rahmat, U. M.B. // Surface and Coatings Technology. –
2015. – Vol. 270. – P. 272-283.
35. Janaki Ramulu P. Formability Evaluation of FSW Blanks Made of
Aluminum Sheet: Influence of Welding Speed and Tool Rotation Speed / P. Janaki
Ramulu, R. Ganesh Narayanan, S.V. Kailash, J. Reddy // Advanced Materials Research.
– 2011. – Vol. 410. – P. 287–290.
36. Record J.H. A look at the statistical identification of critical process
parameters in friction stir welding / J.H. Record, J.L. Covington, T.W. Nelson,C.D.
Sorensen, B.W. Webb // WELDING JOURNAL-NEW YORK-. – 2007. – Vol. 86. – P.
97.
37. Ren S.R. Effect of welding parameters on tensile properties and fracture
behavior of friction stir welded Al–Mg–Si alloy / S.R. Ren, Z.Y. Ma, L.Q. Chen //
105
Scripta Materialia. – 2007. – Vol. 56. – P. 69-72.
38. Singh G. Modelling of the Effect of Process Parameters on Tensile Strength
of Friction Stir Welded Aluminium Alloy Joints / G. Singh, K. Singh, J. Singh //
Experimental Techniques. – 2014. – Vol. 38. – P. 63–71.
39. Ke L. Material flow patterns and cavity model in friction-stir welding of
aluminum alloys / L. Ke, L.I. Xing, J.E. Indacochea // Metallurgical and Materials
Transactions B. – 2004. – Vol. 35. – P. 153–160.
40. Leal R.M. Defects Formation in Friction Stir Welding of Aluminium Alloys
/ R.M. Leal, A. Loureiro // Materials Science Forum. – 2004. – Vols. 455- 456. – P. 299–
302.
41. Rajakumar S. Establishing empirical relationships to predict grain size and
tensile strength of friction stir welded AA 6061-T6 aluminium alloy joints / S.
Rajakumar, C. Muralidharan, V. Balasubramanian // Transactions of Nonferrous Metals
Society of China. – 2010. – Vol. 20. – P. 1863–1872.
42. Su J.-Q. Microstructural investigation of friction stir welded 7050-T651
aluminium / J.-Q. Su, T.W. Nelson, R. Mishra, M. Mahoney // Acta Materialia. – 2003.
– Vol. 51. – P. 713–729.
43. Jata K.V. Friction-stir welding effects on microstructure and fatigue of
aluminum alloy 7050-T7451 / K.V. Jata, K.K. Sankaran, J.J. Ruschau // Metallurgical
and materials transactions A. – 2000. – Vol. 31. – P. 2181–2192.
44. Dumont M. Microstructure mapping in friction stir welds of 7449 aluminium
alloy using SAXS / M. Dumont, A. Steuwer, A. Deschamps, M. Peel,P. Withers //
Acta Materialia. – 2006. – Vol. 54. – P. 4793-4801.
45. Sato Y.S. Microstructural evolution of 6063 aluminum during friction- stir
welding / Y.S. Sato, H. Kokawa, M. Enomoto, S. Jogan // Metallurgical and Materials
Transactions A. – 1999. – Vol. 30. – P. 2429–2437.
106
46. Heinz B. Characterization of a friction-stir-welded aluminum alloy 6013/ B.
Heinz, B. Skrotzki // Metallurgical and Materials Transactions B. – 2002. – Vol. 33. –
P. 489–498.
47. Lee W.B. Evaluation of the microstructure and mechanical properties of
friction stir welded 6005 aluminum alloy / W.B. Lee, Y.M. Yeon, S.B. Jung // Materials
Science and Technology. – 2003. – Vol. 19. – P. 1513–1518.
48. Lee W.-B. Mechanical Properties Related to Microstructural Variation of
6061 Al Alloy Joints by Friction Stir Welding / W.-B. Lee, Y.-M. Yeon, S.-B. Jung //
MATERIALS TRANSACTIONS. – 2004. – Vol. 45. – P. 1700-1705.
49. Cabibbo M. Microstructure and mechanical property studies of AA6056
friction stir welded plate / M. Cabibbo, H.J. McQueen, E. Evangelista, S. Spigarelli, M.
Di Paola, A. Falchero // Materials Science and Engineering: A. – 2007. – Vols. 460-461.
– P. 86-94
50. Dong P. Effects of welding speed on the microstructure and hardness in
friction stir welding joints of 6005A-T6 aluminum alloy / P. Dong, H. Li, D. Sun,W.
Gong, J. Liu // Materials & Design. – 2013. – Vol. 45. – P. 524–531.
51. Paglia C.S. Microstructure, microchemistry and environmental cracking
susceptibility of friction stir welded 2219-T87 / C.S. Paglia, R.G. Buchheit // Materials
Science and Engineering: A. – 2006. – Vol. 429. – P. 107–114.
52. Dong P. Natural aging behavior of friction stir welded 6005A-T6 aluminium
alloy / P. Dong, D. Sun, H. Li // Materials Science and Engineering: A.– 2013. – Vol.
576. – P. 29–35.
53. Srinivasan P.B. Characterization of microstructure, mechanical properties
and corrosion behavior of an AA2219 friction stir weldment / P.B. Srinivasan, K.S.
Arora, W. Dietzel, S. Pandey, M.K. Schaper // Journal of Alloys and Compounds. –
2010. – Vol. 492. – P. 631–637.
54. Arora K.S. Microstructure Evolution during Friction Stir Welding of
107
Aluminum Alloy AA2219 / K.S. Arora, S. Pandey, M. Schaper, R. Kumar // Journal of
Materials Science & Technology. – 2010. – Vol. 26. – P. 747–753.
55. Genevois C. Quantitative investigation of precipitation and mechanical
behavior for AA2024 friction stir welds / C. Genevois, A. Deschamps, A. Denquin,B.
Doisneaucottignies // Acta Materialia. – 2005. – Vol. 53. – P. 2447–2458.
56. Jones M. Correlation between microstructure and microhardness in a friction
stir welded 2024 aluminium alloy / M. Jones, P. Heurtier, C. Desrayaud, F. Montheillet,
D. Allehaux, J. Driver // Scripta Materialia. – 2005. – Vol. 52. – P. 693–697.
57. Fonda R.W. Microstructural evolution in the heat-affected zone of a friction
stir weld / R.W. Fonda, J.F. Bingert // Metallurgical and materials transactions A. – 2004.
– Vol. 35. – P. 1487–1499.
58. Steuwer A. A combined approach to microstructure mapping of an Al– Li
AA2199 friction stir weld / A. Steuwer, M. Dumont, J. Altenkirch, S. Birosca,A.
Deschamps, P.B. Prangnell, P.J. Withers // Acta Materialia. – 2011. – Vol. 59. – P. 3002–
3011.
59. Shukla A.K. Study of process/structure/property relationships in friction stir
welded thin sheet Al–Cu–Li alloy / A.K. Shukla, W.A. Baeslack // Science and
Technology of Welding and Joining. – 2009. – Vol. 14. – P. 376–387.
60. Feng X. Microstructure characterization of the stir zone of submerged
friction stir processed aluminum alloy 2219 / X. Feng, H. Liu, J.C. Lippold // Materials
Characterization. – 2013. – Vol. 82. – P. 97–102.
61. Malopheyev S. Optimization of processing-microstructure-properties
relationship in friction-stir welded 6061-T6 aluminum alloy / S. Malopheyev, I.
Vysotskiy, V. Kulitskiy, S. Mironov, R. Kaibyshev // Materials Science and
Engineering: A. – 2016. – Vol. 662. – P. 136–143.
62. Gao C. Correlation of microstructure and mechanical properties in friction
stir welded 2198-T8 Al–Li alloy / C. Gao, Z. Zhu, J. Han, H. Li // Materials Science and
108
Engineering: A. – 2015. – Vol. 639. – P. 489–499.
63. Feng A.H. Microstructure and Cyclic Deformation Behavior of a Friction-
Stir-Welded 7075 Al Alloy / A.H. Feng, D.L. Chen, Z.Y. Ma // Metallurgical and
Materials Transactions A. – 2010. – Vol. 41. – P. 957–971.
64. Liu H.J. Effect of welding speed on microstructure and mechanical
properties of self-reacting friction stir welded 6061-T6 aluminum alloy / H.J. Liu,J.C.
Hou, H. Guo // Materials & Design. – 2013. – Vol. 50. – P. 872–878.
65. Schmidt H. N. B. Material flow in butt friction stir welds in AA2024- T3 /
H. N. B. Schmidt, T. L. Dickerson, J. H. Hattel // Acta Materialia. – 2006. – V. 54 (4).
– P. 1199–1209.
66. Feng A.H. Microstructure and Low-Cycle Fatigue of a Friction-Stir- Welded
6061 Aluminum Alloy / A.H. Feng, D.L. Chen, Z.Y. Ma // Metallurgical and Materials
Transactions A. – 2010. – Vol. 41. – P. 2626–2641.
67. Surekha K. Microstructural characterization and corrosion behavior of
multipass friction stir processed AA2219 aluminium alloy / K. Surekha, B.S. Murty,
K.P. Rao // Surface and Coatings Technology. – 2008. – Vol. 202. – P. 4057–4068.
68. Zhang H.J. Effect of Water Cooling on the Performances of Friction Stir
Welding Heat-Affected Zone / H.J. Zhang, H.J. Liu, L. Yu // Journal of Materials
Engineering and Performance. – 2012. – Vol. 21. – P. 1182–1187.
69. ДСТУ ISO 6892-2:2020. Металеві матеріали. Випробування на розтяг.
Частина 2. Метод випробування за підвищених температур (ISO 6892-2:2018,
IDT). Київ: ДП «УкрНДНЦ».
70. ДСТУ EN ISO 643:2022. Сталі. Мікрографічний метод визначення
видимого розміру зерна (EN ISO 643:2020, IDT; ISO 643:2019, IDT). Київ: ДП
«УкрНДНЦ».
71. Kumar N. The role of friction stir welding tool on material flow and weld
formation / N. Kumar, S.V. Katlas // Materials Science and Engineering A. – 2008. –
Vol. 485. – P. 367–374.
109
72. Humphreys. Quantitative metallography by electron backscattered
diffraction / Humphreys // Journal of Microscopy. – 1999. – Vol. 195. – P. 170- 185
73. Fitzpatrick M.E. Measurement Good Practice Guide No. 52. – P. 77.
74. ГОСТ 9.021–74 Алюминий и сплавы алюминиевые. Методы
ускоренных испытаний на межкристаллитную коррозию. – М.: Издательство
стандартов, 1978. – 4 с.
75. Рабкин Д.М., Лозовская A.B., Склабинская И.Е. Металловедение
сварки алюминия и его сплавов. – Киев: Наукова думка, 1992. – 160 с.
76. Никифоров Г.Д. Металлургия сварки плавлением алюминиевых
сплавов – М.: Машиностроение, 1972. – 264 с.
77. Зусин В. Я. Сварка и наплавка алюминия и его сплавов / В.Я. Зусин, В.
А. Серенко. – Мариуполь: Изд-во «Рената», 2004. – 468 с.
78. ГОСТ 2.105.-95 Общие требования к текстовым документам.
79. ISO 11846:1995. Corrosion of Metals and Alloys - Determination of
Resistance to Intergranular Corrosion of Solution Heat-Treatable Aluminium Alloys.
Geneva: ISO
80. ДСТУ ГОСТ 7.1:2006. Бібліографічний запис, бібліографічний опис.
Загальні вимоги та правила складання: методичні рекомендації з
впровадження/уклали: Галевич О.К.,Штогрин І. М.- Львів, 2008 – 20с.
81. ДСТУ. 3008-95 – Документація. Звіти у сфері науки і техніки.
Структура і правила оформлення.
82. Методичні рекомендації до підготовки, написання та захисту
кваліфікаційної роботи для здобувачів освітнього рівня «магістр» за
спеціальністю 131 - «Прикладна механіка», освітні програми «Технології
машинобудування» та «Обробка металів за спецтехнологіями» усіх навчання
[Електроне видання] / Уклад.: Г.В. Канашевич, О.О. Коваленко, Є.В. Хижняк;
М-во освіти і науки України, Черкас. технол. ун-т. – Черкаси : ЧДТУ, 2023..

ChSTU repository

ChSTU repository preserves and enables easy and open access to all types of digital content including text, images, moving images, mpegs and data sets