Kalashnikova T.A., Gusarova A.V. 2019 Vol. 21 No. 4

OBRABOTKAMETALLOV Vol. 21 No. 4 2019 103 MATERIAL SCIENCE Рис. 9. Изменение микротвердости в образце не- разъемного соединения алюминиевого сплаваAA1050 и меди C11000, полученного сваркой трением с пере- мешиванием: Al, BM – основной металл алюминиевого сплава; Al, SZ – зона перемешивания алюминиевого сплава; Cu, BM – зона перемешивания со стороны медного сплава; Cu, BM – основной металл меди; 1 – области интерметаллидных фаз; 2 , 3 – области твердых рас- творов Fig. 9. Microhardness changes in the permanent joint sample of AA1050 aluminum alloy and C11000 copper obtained by friction stir welding: Al, BM – base metal of aluminium alloy; Al, SZ – stir zone of aluminium alloy; Cu, BM – stir zone on the copper alloy side; Cu, BM – base metal of copper; 1 – areas of intermetallic phases; 2 , 3 – areas of solid solutions проката. Микротвердость в центральной обла- сти находится на уровне эвтектических струк- тур Al(Cu)–Al 2 Cu [43, 44]. Формирование та- ких составляющих не приводит к образованию крупных дефектов и расслоений в материале, но в ряде случаев возможно формирование трещин по границам структурных составляю- щих [45]. Несмотря на возможность получения одно- родных структур с упрочняющими интерметал- лидными фазами методом фрикционной пере- мешивающей обработки или методом сварки трением с перемешиванием (в ограниченном вытянутом объеме зоны перемешивания), полу- чение деталей сложной формы из меди и алю- миния такими методами в настоящее время за- труднительно. С помощью аддитивных технологий возмож- но получение деталей, совмещающих в себе свой- ства как стандартных металлов и сплавов, так и композиционных материалов с металлической или интерметаллидной матрицей, и, следователь- но, прочный и легкий объем основного металла и твердый и износостойкий поверхностный слой. В материалах, полученных методом электронно- лучевой аддитивной проволочной технологии путем последовательного нанесения на поверх- ность алюминиевого сплава АА5056 и в дальней- шем меди С11000, формируется неоднородная, сложноорганизованная структура (рис. 10). Граница между алюминиевым сплавом 1 и ме- дью 3 может формировать переходную зону 3 как прямолинейного плоского вида (рис. 10, а ), так и изогнутого вида (рис. 10, б ), а также не плоского типа, а клиновидного (рис. 10, в ). Формирование интерметаллидных частиц 4 или прослоек 5 , а также твердых растворов 6 , 7 , областей чистой меди 8 или дефектов 9 в различных областях об- разца может иметь различное распределение. В одних областях от интерметаллидных слоев происходит переход к твердым растворам с тон- кими интерметаллидными прослойками между зернами, затем к твердым растворам и чистой меди (рис. 10, г ). В отдельных областях пере- мешивание алюминия и меди может быть на- столько существенным, что над областями меди могут формироваться зоны твердых растворов (рис. 10, д ), а над ними – зоны интерметаллид- ных фаз (рис. 10, е ). Образование микротрещин возможно в областях резкой перемены химиче- ского и структурного состава (рис. 10, ж ) или в областях избыточного формирования интер- металлидных фаз (рис. 10, и ). При избыточном проплавлении алюминиевых слоев возможно формирование вертикально ориентированных относительно подложки граничных областей. Диффузия алюминия в медь возможна при этом на высоту более 10…20 мм, о чем свидетель- ствует образование твердых растворов. Исследования с применением растровой электронной микроскопии и микрорентгено- спектрального анализа показывают, что вблизи граничной зоны образцов системы «медь–алю- миний» происходит формирование сложной смеси чистой меди, твердого раствора алюми- ния в меди и интерметаллидных фаз типа Cu 2 Al и Cu 4 Al (рис. 11), что приводит к высокой твер-