автореферат диссертации по металлургии, 05.16.06, диссертация на тему:Теоретические и технологические основы создания порошковых механически легированных алюминиевых и медных материалов

БЕЛОРУССКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ НАУЧНО-ПРОИЗВОДСТВЕННЫЙ КОНЦЕРН ПОРОШКОВОЙ МЕТАЛЛУРГИИ

УДК 621.762:669.71

ЛОВШЕНКО ФЕДОР ГРИГОРЬЕВИЧ

ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ СОЗДАНИЯ ПОРОШКОВЫХ МЕХАНИЧЕСКИ ЛЕГИРОВАННЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ И МЕДНЫХ МАТЕРИАЛОВ

Специальность 0<с 16.06 "Порошковая металлургия и компч. "иошше материалы"

АВТОРЕФЕРАТ ДИССЕРТАЦИИ НА СОИСКАНИЕ УЧЬНОЙ СТЕПЕНИ ДОКТОРА ТЕХНИЧЕСКИХ НАУК

Минск, 1998

Г Б ОД

8 ш да

Работа выполнена в Могилевском машиностроительном институте.

Научный консультант - академик HAH Б, доктор технических наук, профессор Витязь П.А.

Официальные оппоненты: академик HAH Б, доктор технических

наук, профессор Астапчик С.А.

доктор технических наук, профессор Ковалевский В.Н

доктор технических наук, профессор Пантелеенко Ф.У

Оппонирующая организация - Институт технологии металлов НА Беларуси

Защита состоится 12 июня 1998 г. в 14 часов на заседании совета л защите диссертаций Д 02.40.01 в Белорусском государственном научн< производственном концерне порошковой металлургии по адресу: 22007 г.Минск, ул.Платонова, 41, тел. 239-98-42.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Белорусског государственного научно-производственного концерна порошково металлургии.

Автореферат разослан " & " 1998г.

Ученый секретарь совета по защите диссертации

В.М.Горохов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы диссертации. Научно-технический прогресс в различных отраслях народного хозяйства требует создания конструкционных материалов, способных улучшить параметры изделий, повысить их надежность и долговечность, а также снизить материалоемкость. В связи с этим большой интерес представляют появившиеся в конце 60-х годов дисперсно-упрочненные композиционные материалы (ДУКМ). Они могут использоваться для изделий различного назначения, работающих в жестких температурно-силовьгх условиях, но до настоящего времени широкого применения не нашли. Основными причинами этого являются: отсутствие дешевых и доступных исходных компонентен, совершенных методов и прогрессивной промышленной технологии их изготовления. Прогресс в области производства ДУКМ способ-па обеспечить технология, основанная на реакционном механическом легировании (РМЛ), предполагающем протекание при обработке шихты в механоре-акторе химических превращений. Обладая всеми положительными сторонами, характерными для порошковой металлургии, метод кроме этого создает предпосылки для получения материалов с оптимальными параметрами структуры и свойств. Широкое использование РМЛ для производства ДУКМ сдерживается нерешенностью ряда задач, обусловленной новизной проблемы и ее сложностью: не разработаны научные принципы выбора исходных компонентов и моделирования фазового состава материала; не исследованы механизм и кинетика механически активируемых фазовых превращений и отсутствуют систематизированные данные по влиянию на эти процессы различных факторов, включая термодинамический, химический, механический; не создана модель тепломассопереноса и механохимичееких реакций; не изучены процессы, протекающие при переработке механически легированных композиций в полуфабрикаты, и др. В связи с этим проведение комплексного исследования, направленного на разработку теоретических и технологических основ создания механически легированных ДУКМ различного назначения с повышенными физико-механическими свойствами, является важным и актуальным.

Связь работы с крупными научными программами, темами. Научные исследования по теме диссертации проводились в рамках Координационного плана АН БССР "Сплав 2.23" (1981-1985, № 81043705), Межвузовской целевой комплексной программы "Порошковая металлургия" (1980-1982, № 80013799; 1981-1985, № 81059170; 1986-1990, № 01860120975), Республиканской комплексной программы "Материал 2" (1991-1995, № 01910007221; 1991, № 01910007226), Республиканской научно-технической программы "Сварка" (1993-1995, № 1994313), Республиканской программы "Новые материалы и технологии" (Тема № 18.92Р, 1992-1994).

Цели и задачи исследования. Целью исследования является разработка теоретических и технологических основ создания порошковых механически

легированных дисперсно-упрочненных композиционных материалов раз. ного назначения с повышенными физико-механическими свойствами.

Для достижения цели требуется решение следующих задач.

1. Провести анализ процессов, протекающих при обработке твердофаз композиций в механореакторе и создать модель РМЛ.

2. Установить механизмы гомогенизации гранулированной твердофа; композиции и оцешпь роль в этом процессе диффузионного масеоперен вызванного неравновесными точечными дефектами деформационной прир и адиабатическим разогревом механохимических реакций; разработать moj тепломассопереноса и гетерогенных реакций при РМЛ.

3. Разработать научные принципы выбора исходных компонентов и mi лирования фазового состава материалов; определить возможность использ ния в качестве компонентов при РМЛ химических соединений, оптимиз] вать их природу и количество.

4. Исследовать кинетику механохимических превращений; устано) наиболее вероятный механизм их инициирования; изучить влияние хим. ского и термодинамического факторов на формирование фазового cocnt структуры и свойств материалов; оптимизировать процесс РМЛ.

5. Установить закономерности протекания фазовых превращений, с мирования структуры и свойств материалов при отжиге механически лег) ванных композиций и на последующих технологических стадиях их пер ботки в полуфабрикаты.

6. Исследовать физико-механические и технологические свойства м риалов, полученных с применением РМЛ, механизмы их упрочнения.

7. Разработать типовую технологию изготовления ДУКМ, основаннук РМЛ, оптимизировать состав материалов, технологию их получения и : дрить в производство наиболее перспективные.

Объект и предмет исследования. Объектом исследования являются , персно-упрочненные композиционные материалы; предмет исследован] теоретические и технологические основы создания порошковых механич< легированных дисперсно-упрочненных композиционных алюминиевых и i ных материалов.

Гипотеза. Исследование основано на предположениях:

- механически активируемые фазовые (механохимические) превращс имеют универсальный характер и протекают как в простых высококонцют рованных, так и в комплекснолегированных разбавленных твердофазных ■ темах, причем наиболее вероятными являются процессы, направленные уменьшение свободной энергии, и они получают развитие в предварите; гомогенизированных композициях;

- продуктом РМЛ является термодинамически неравновесная композ* со структурой основы субмикрокристаллического типа, стабилизировав ультрадисперсными включениями механически синтезированных фаз, от

которой будет активировать фазовые превращения, приближающие систему к термодинамическому равновесию.

Методология и методы проведенного исследования. При выполнении работы проведено комплексное исследование различных сторон процесса, с использованием разнообразных методов, приборов и оборудования. Применялись металлографический, электронномикроскопический, фракгографический, ренгеноструктурный, мшсроренгеноспекгральный, химический, хромотогра-фический, термический, термогравиметрический и другие стандартные методы анализа состава, структуры и физико-механических свойств материалов па основных технологических стадиях их получения.

Научная новизна н значимость полученных результатов. Впервые проведена разработка научных принципов создания порошковых механически легированных ДУКМ различного назначения с повышенными физико-механическими свойствами, базирующаяся на комплексном исследовании превращений и закономерностей формирования фазового состава, структуры и свойств на всех стадиях их получения. Осуществлен анализ процессов, протекающих при обработке твердофазных композиций в механореакторе, и создана модель РМЛ. Установлено, что развитию механохимических превращений в разбавленных твердофазных системах предшествует гомогенизация композиции. Проведена оценка вклада в этот процесс диффузионного массопереноса, вызванного неравновесными точечными дефектами деформационной природы и адиабатическим разогревом. Разработана модель тепломассопереноса и гетерогенных реакций при РМЛ и проанализированы типичные случаи взаимодействия между компонентами. Установлено, что наиболее вероятным механизмом инициирования механохимических превращений в твердофазных системах на основе металлов является тепловой.

Доказано, что при РМЛ в разбавленных композициях получают развитие фазовые превращения (образование твердых растворов и соединений), уменьшающие свободную энергию системы, и для прогнозирования направления их протекания приемлем термодинамический анализ равновесных процессов. Скорость и полнота однотипных реакций возрастают с уменьшением энергии Гиббса взаимодействия между компонентами. Формирование твердого раствора включает: образование неоднородного по составу квазирастаора, формирование нескольких твердых растворов разной концентрации, гомогенизацию; процесс в большинстве систем останавливается па второй стадии. Соединения, синтезированные при РМЛ разбавленных твердофазных композиций, относятся к промежуточным фазам, как правило, рентгеноаморфны и независимо от их состава приводят к д исперсному упрочнению.

Впервые доказано, что дисперсность строения и равномерность распределения формирующихся при РМЛ фаз возрастают, если один из элементов, необходимый для их образования, вводится в шихту, связанным в химическое соединение, имеющее низкую стабильность. В качестве поставщиков О, С, N

эффективны оксиды, гидроксиды, нитраты, карбонаты. На первом этапе обр ботки они диссоциируют с образованием оксидов, являющихся компонента» последующих механохимических превращений. Окислительн восстановительные процессы активно протекают при энергии Гиббса взаим действия <-200 кДж/моль атомов О и происходят поэтапно: высший оксид низший оксид - восстановленный элемент, что указывает на основную роль ^ плового фактора в активации механохимических превращений. Образован карбидов и нитридов имеет место в системах с энергией Гиббса взаимодей< вия <-50 кДж/моль атомов С и <-250 кДж/моль атомов N соответственно. В сокое упрочнение достигается легированием органическими веществами. <£ зовым превращениям в этих системах предшествует деструкция легирующ добавки. Проведен термодинамический анализ превращений в широком кру перспективных многокомпонентных систем и рассчитан количественный 4 зовый состав материалов.

Установлено, что композиции, полученные РМЛ, являются термодинам чески неравновесными дисперсно-упрочненными системами, основа котор) представляет собой негомогенный пересыщенный твердый раствор и име структуру субмикрокристаллического типа, формирующуюся в результа протекания процессов динамической рекристаллизации. Определены парам« ры тонкой структуры основы и механически синтезированных упрочняют фаз. Отжиг композиций сопровождается термодинамически разрешенный превращениями. Наличие всех равновесных фаз установлено после обработ при 1;>0,75 Тш основы. Последующее компшсгирование горячей экструзи при I <0,8 Тш не оказывает влияния на структуру и фазовый состав. У станс лено, что материалы, полученные по разработанной технологии, имеют ось ву, представляющую собой пересыщенный твердый раствор со структур микрокристаллического типа, характеризующейся следующими параметра* размер зерен (ф <0,5 мкм, размер блоков (ОКР) <50 нм, плотность дисло! ций (р)~ 108 см"2. Размер синтезированных оксидов и ншридов составляет 20 нм, карбидов и интерметаллидов - ¿100 нм. Полученные параметры тс кой структуры отвечают оптимальным значениям, следующим из теории да персного упрочнения.

Доказано, что упрочнение ДУКМ является комплексным, сочетают зернограничное и дисперсное. Основная роль избыточных фаз заключается стабилизации границ зерен и субзерен. Установлено, что отжиг и холода деформирование материалов приводят к частичному распаду пересыщение твердого раствора основы и выделению интерметаллидов в дисперсном ви, Деформирование вызывает также увеличение количества линейных дефекта измельчение зерен, обусловленное протеканием процессов динамической р< ристаллизации. Материалы стойки против отжига, температура начала рек£ сталлизации их^О^бТю,.

Практическая (экономическая, социальная) значимость полученных результатов. Практическая и экономическая значимость результатов работы заключается в создании методологии получения механически легированных ДУКМ различного назначения с повышенными физико-механическими свойствами, применение которых позволяет увеличить надежность, долговечность и снизить материалоемкость изделий, что определяет прогресс в различных отраслях народного хозяйства. Способы получения материалов, явившиеся технологической основой созданной методологии и позволяющие целенаправленно воздействовать на их фазовый состав, структуру и свойства, носят приоритетный характер и защищены 17 авторскими свидетельствами и патентами.

Разработаны научные принципы выбора легирующих компонентов и моделирования фазового состава материалов. Определен ряд веществ, перспективных в качестве легирующих компонентов при производстве ДУКМ методом, основанном на РМЛ. Установлены граничные параметры условий обработки на всех технологических стадиях получения материалов.

Оптимизированы составы и технологические параметры получения ряда жаропрочных алюминиевых и медных материалов, которые по основным прочностным характеристикам примерно в 1,5 раза превосходят аналоги: конструкционные, включающие и материалы низкой плотности; специальные -электротехнического назначения; с низким значением коэффициента линейного расширения; с высоким значением сечения захвата тепловых нейтронов; антифрикционные; с низким значением удельного электрического сопротивления и др. Материалы успешно прошли производственную апробацию в ведущих научно-производственных объединениях СНГ (ВИЛС, ВИАМ, ЦНИИМВ), ИЯЭ АН БССР, ряде крупных предприятий (МАЗ, МТЗ, БелАЗ, МоАЗ, "Атлант", ЗАЗ) и рекомендованы для внедрения.

Коммерческим продуктом, готовым к реализации, являются способы, составы и технологические процессы получения ряда ДУКМ и изделий из них (ТП № КТМ.ХД.8915; КТМ.ХД.9323; КТМ.П.16-110.9; КТМ.Н.8-26.3; КТМ.С.30-25.2; КТМ.Э.С16-60.4; КТМ.ХД.8807), технологическое оборудование и инструментальная оснастка. Реализуемость в производственных условиях и высокая эффективность разработки подтверждены многочисленными промышленными испытаниями и результатами деятельности ГНПП ММИ "Кампазгг'1. Созданное производство обеспечивает потребности предприятий Республики Беларусь в таких изделиях как электроды контактной сварки, их элементы, токоподводящие наконечники сварочных полуавтоматов, сопла плазмотронов и др. При одной и той же себестоимости изделия электротехнического назначения из механически легированных ДУКМ по стойкости более, чем в 2 раза, превосходят серийные из литых бронз. Общее количество изделий различного назначения, изготовленных по результатам разработки, превышает 600 ООО штук; экономический эффект от ее применения составляет 27 085 232 980 рублей (на 1.01.1998 г.).

Основные положения, выносимые на защиту.

1. Модель формирования механически легированного сплава из гвер; фазной композиции, испытывающей механохимические превращения; резу; таты теоретического исследования диффузионной гомогенизации, вызван» неравновесными точечными дефектами деформационной природы и адиаС тическим разо1ревом; математическая модель тепломассопереноса и механ химической реакции в термически тонкой гетерогенной частице.

2. Научные принципы выбора исходных компонентов и моделирован фазового состава механически легированных материалов, основанные на те модинамическом анализе превращений и учете свойств равновесных фаз, п казывающие эффективность легирования при производстве ДУКМ различно; назначения рядом химических соединений с низкой стабильностью, содерж щих О, С, И; результаты теоретического исследования фазовых превращений многокомпонентных системах, равновесный количественный фазовый сост; материалов, полученных комплексным легированием.

3. Закономерности и механизмы формирования фазового состава, стру туры и свойств при РМЛ и на последующих технологических стадиях получ ния материалов, имеющие место в системах с разным типом взаимодейств» между компонентами, представляющих характерные классы композиций, являющиеся методологической основой моделирования состава и технологи получения механически легированных ДУКМ различного назначения с задаг ными физико-механическими свойствами.

4. Результаты исследования влияния химического, термодинамического технологического факторов на фазовый состав, структуру и свойства матери; лов; граничные и оптимальные параметры состава и условий обработки; типе вой технологический процесс производства ДУКМ, основанный на РМЛ.

5. Параметры тонкой структуры основы и избыточных фаз и их завись мость от химического, термодинамического и технологического факторов; ме ханизм упрочнения механически легированных материалов; закономерност изменения их фазового состава, структуры и свойств при отжиге и шгастиче ском деформировании.

6. Способы получения алюминиевых и медных ДУКМ различного назна чения с высокими физико-механическими свойствами; технология произвол ства медных ДУКМ электротехнического назначения и изделий из них.

Личный вклад соискателя. Основные результаты диссертации получеш автором самостоятельно: разработана модель РМЛ разбавленных твердофаз ных систем; создана математическая модель тепломассопереноса и гетероген ных реакций при РМЛ; проведена оценка вклада в гомогенизацию твердофаз ных композиций диффузионного массопереноса; доказано протекание механо химических фазовых превращений в разбавленных системах и зависимость го от термодинамического фактора; разработаны научные принципы выбор; компонентов и моделирования фазового состава материалов; доказана эффек-

гавность легирования химическими соединениями с низкой стабильностью и установлены перспективные группы веществ; проведен термодинамический анализ и определен равновесный количественный фазовый состав многокомпонентных ДУКМ; установлены закономерности и механизмы формирования фазового состава, структуры и свойств при РМЛ и на остальных технологических стадиях получения материалов, определены параметры тонкой структуры; разработаны перспективные способы, оптимизированы составы, определены граничные значения технологических параметров, создана типовая технология получения ДУКМ, показаны области их применения; установлена роль структурных факторов в упрочнении и его механизм; выявлены закономерности изменения фазового состава, структуры и свойств материалов при отжиге и пластическом деформировании; создана и внедрена технология получения медных ДУКМ электротехнического назначения и изделий из них. Исследование позволило разработать теоретические и технологические основы создания жаропрочных механически легированных алюминиевых и медных ДУКМ различного назначения с заданными физико-механическими свойствами.

Опубликованные по теме диссертации работы выполнены автором лично или в соавторстве. Основными соавторами являются Б.Б.Хина, Ю.Ф.Иванов, О.Б.Перевалова, а также аспиранты и соискатели автора: З.М.Ловшенко, В.Ф.Пацей, Г.Ф.Ловшенко, И.А.Лозиков. Б.Б.Хина оказывал методическую помощь при разработке математической модели РМЛ. Ю.Ф.Иванов и О.Б.Перевалова принимали участие в исследовании тонкой структуры. В работах, опубликованных совместно с аспирантами и соискателями, автор осуществлял постановку задач, указывал направления и методики решений, участвовал в теоретических и экспериментальных исследованиях, формулировке выводов и обобщении результатов.

Апробация результатов диссертации. Основные положения работы доложены и обсуждены на 6-ой сессии Межгосударственного научного Совета по сварке и родственным технологиям (Минск- 1997); Международном научном семинаре "Механохимия и механическая активация" (С-т.Петербург-1995); Международной конференции "Solid-Solid Phase Transformations" (Пенсильвания, США- 1994); 3-ем Международном симпозиуме "Дисперсно-упрочненные материалы" (Чебоксары-1993); XXIX Межреспубликанском семинаре "Актуальные проблемы прочности" (Псков-1993); Научно-техническом семинаре стран содружества "Технологические проблемы измельчения и механоактивации" (Могилев- 1992); Всесоюзной межвузовской научно-технической конференции "Порошковая металлургия" (Минск-1991); Всесоюзных конференциях: "100-летие изобретения сварки по методу Н.Г.Славянова" (Пермь-1983), "Современные проблемы трибохимии" (Никола-ев-1988), "Горячее прессование в порошковой металлургии" (Новочеркасск-1988), "Новые материалы и упрочняющие технологии на основе прогрессивных методов термической и химико-термической обработки в машинострое-

нии" (Тольягш-1986); Межреспубликанских научно-производственных ко ференциях по прогрессивным технологическим процессам и полученв высококачественных изделий методом литья и порошковой металлургии. (Ч боксары-1989, 1990); Уральских региональных конференциях "Применеи порошковых композиционных материалов и покрытий в машиностроени (Пермь-1985, 1987); Республиканских научно-технических конференциях ] прогрессивным ресурсосберегающим технологиям в машиностроении (М гилев-1996, 1993, 1991, 1990) и сварочном производстве (Могилев- 1985), ] проблемам обработки поверхностей деталей машин концентрированными п токами энергии (Минск- 1988) и др.

Опубликованность результатов. Основное содержание диссертащ опубликовано в 80 научных работах, в том числе двух монографиях, 26 стаэ ях в журналах и сборниках, 35 тезисах докладов на конференциях, 17 авто ских свидетельствах и патентах. Общее количество страниц опубликованш материалов 525.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, о щей характеристики работы, семи глав, заключения, списка использовашп источников и приложения. Полный объем диссертации 453 страницы. Диссе тация содержит 198 страниц печатного текста, 151 иллюстрацию, 73 таблиц 56 страниц приложения и 22 страницы списка использованных источников : 299 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ

В первой главе дан анализ современного состояния производства ДУЮ теории и технологии РМЛ, поставлена цель и задачи исследования. Анал теорий дисперсного упрочнения показал, что наибольшей прочностью обл дают материалы, имеющие фрагментированную и полигонизированную стру туру с максимально развитой поверхностью границ зерен и субзерен основ: закрепленных дисперсными включениями термодинамически стабильной ф зы с высоким значением модуля сдвига. Оптимальные параметры структур размер зерен основы - 0,1-0,5 мкм, упрочняющей фазы - 0,1-0,05 мкм, общ] объем последней-5-10 %. Технологический процесс получения ДУКМ в общ« случае включает следующие этапы: выбор упрочняющей фазы, введение у рочняющей фазы в матрицу, формование, спекание, горячее прессование ш позиции, деформационно-термическую обработку материала. В качестве у рочняющей фазы перспективны оксиды А1, Мд, "Л, 2т, РЗМ; нитриды А1, 2 Тл; карбиды Ъх и 11 Для алюминиевых и медных материалов, работающих щ относительно низких температурах, ряд оксидов, нитридов, карбидов расш ряется и также могут использоваться бориды, силициды, интерметаплиды, т гоплавкие элементы. ДУКМ получают химическими способами, внутренш окислением и механическим легированием. Недостатками первых являют большая трудоемкость, низкая чистота получаемой порошковой композици

¡редкое влияние на экологию. Для внутреннего окисления характерны сложность получеши исходных порошков и осуществления контролируемого провеса оки слеши.

Перспективным является РМЛ, заключающееся в обработке порошковой :меси в энергонапряженной мельнице - механореакторе, вызывающей форми-ювание дисперсно-упрочненной композиции, впервые реализованное проф. венского технического университета ГЛнггом на композиции А1-С. Оно осно-!ано на том, что при определенных условиях механическая энергия становится [¡актором, стимулирующим фазовые превращения. Согласно данным таких 'чсных как Ф.П.Боуден, Д.Тэйбор, Е.Г.Аввакумов, П.Ю.Бутягин, З.В.Болдырев, П.А.Тиссен, Г.Хайнике и др. ишщшгровшше механохимиче-:ких превращений может обеспечиваться теплом, выделяющимся при обра-ютке композиции (тепловая теория), энергией дислокаций, выходящих на по-¡ерхность частиц, подвергающихся пластической деформации (дислокацион-1ая модель), "сбросом" упругой энергии в момент разрушения и образованием гороткоживущих активных центров (теория короткоживущих активных цен-ров), "сбросом" квазиадиабатически аккумулированной энергии удара (деформационная модель).

Развитию механически активируемых твердофазных превращений должна тредшсствовать гомогигазация композиции, которая происходит в результате деформационного и диффузионного перемещения компонентов. Под деформационным перемещением понимается чисто механическая подвижность ком-юнентов, развивающаяся по кластерному механизму и не связанная с диффу-ией. Диффузионное перемещение компонентов происходит за счет протека-шя механически активируемой тепловой диффузии и диффузии, обусловлен-гой неравновесными дефектами деформационной природы. При РМЛ созда-отся предпосылки для образования дисперсно-упрочненной композиции с оп-тшальными параметрами структуры. Проведенный анализ явился основой для формулировки цели и задач исследования.

Во второй главе приведены данные по исходным материалам, оборудо-¡аниго и методикам исследования.

Разрабатываемый метод получения ДУКМ включает стадии: проектиро-¡ание исходного состава шихты, обработка шихты в механореакторе и получете диспсрсио-упрочненной композиции, холодное прессование брикетов, от-киг брикетов, горячая экструзия полуфабрикатов. Основой материалов явля-пись порошки алюминия ПА4 и меди ПМС1. Для легирования использовались таидартные порошки металлов и химических соединений марки "Ч".

Представлены результаты разработки специального оборудования и ипст-»умента. Исходя из положений теории и практики конструирования вибрато-юв, созданы механореакторы - вибромельницы лабораторного и промышлен-юго типа, максимальное ускорение рабочих тел у которых примерно в 3 раза юльше, чем у серийно выпускаемых, и достигает 300 м • с"2. Установлено су-

щественное преимущество механореакторов - вибромельниц перед атгритор ми. Экспериментальная часть работы по реакционному механическому лег рованшо проводилась в четырехкамерной вибромельнице со съемными кам рами из стали 12Х18Н9Т объемом 3 дм3 каждая. Промышленные механореа торы имели объем помольной камеры 30 и 50 дм3. Рабочими телами служи шары из стали ШХ15СГ твердостью HRC 62. Брикетирование до плотное 70-75 % проводилось холодным прессованием композиции, насыпанной контейнер с толщиной стенки 0,2-0,3 мм, изготовленный из металла, являюп гося основой обрабатываемого материала. Полуфабрикаты получались горяч экструзией по обратной схеме. Скорость истечения материала составляла 0,1 0,17 м* с"1. Коэффициент вытяжки равнялся 5, 10, 15, 20. Температура натре алюминиевых композиций составляла 350-550 °С, медных - 650-850 °С. Те nepaiypa нагрева матрицы в первом случае находилась в пределах 35 500 °С, во втором - 500-700 °С. Давление прессования изменялось в интерва 550-1200 МПа и в ряде случаев превышало предел текучести теплостойк сталей ЗХ2В8Ф и 4Х2В5МФ, служивших материалом для деталей прессфс мы, что приводило к накоплению остаточных деформаций и выходу инстр мента из строя. Используя положение теории упругости, разработана метода конструирования многослойных матриц, позволяющая увеличивать служ инструмента в 10-15 раз. Исследования фазовых превращений, состава ф; структуры и физико-механических свойств осуществлялись с использовали стандартного оборудования и методик.

Металлографический анализ проводился на световых микроскоп Unimet, Reichert, сканирующем электронном микроскопе Nanolab-7. Субстрз тура и фазовый состав материалов изучались на просвечивающих элекгрони микроскопах ЭМ-125, ЭМ-125Ки Tesla BS-540. Рентгеностругаурный анал осуществлялся на дифрактометре ДРОН-3 с применением монохроматизир ванного Со^ и Cu^ -излучения. Характеристики кристаллического строен

рассчитывались на ЭВМ. Оценка процессов рекристаллизации выполняла методом обратной съемки в камере КРОСС на дифрактометре УРС-60. Mi рохимический состав материалов исследовался на микрозонде САМЕСА М 46. Определение содержания металлического алюминия в композициях щ водился газоволюметрическим методом. Хромографический анализ газов фазы помольной камеры осуществлялся на хроматографе 504 и Хром-' Термогравиометрические исследования выполнялись на дериватографе 1500D. Определение механических характеристик проводилось на маши INSTRON, АИМА-25, Micromer-2, ТБ 5004. Ситовой анализ, определен плотности, электрического сопротивления, термического расширения осуп ствлялись с использованием общепринятых методик.

В третьей главе разработан научно обоснованный подход к выбору i ходных компонентов, моделированию фазового состава и рассмотрены оснс

иле положения теории реакционного механического легирования. Механохи-¡ические превраще1шя зависят от большого количества взаимосвязанных фак-оров и не могут быть строго описаны. Они протекают в неравновесных усло-1иях, при которых возможны реакции с отрицательным сродством. Вероят-гость последних возрастает с увеличением энергонапряженности механиче-;кого воздействия. Предложенная в работе методика моделирования фазового юстава материалов основана на термодинамическом анализе равновесных гроцессов. Она базируется на тезисе, что при режимах механического легиро-(ания, характеризующихся относительно низкой энергонапряженностъю, в >азбавлснных гетерофазных системах заметное развитие получат только реак-щи, направленные на уменьшение А, а длительное высокотемпературное юздействие, которому подвергаются при переработке в полуфабрикаты термодинамически неравновесные механически легированные композиции, приедет к формированию материала, фазовый состав которого будет близок к )авновесному. Это явилось методологической основой подбора компонентов щя РМЛ. Они должны, исходя из термодинамики равновесных процессов, ¡заимодействовать в твердом состоянии с образованием фаз, обладающих бо-тее высоким значением модуля сдвига, чем основа.

Основой исследованных систем служили алюминий и медь, отличающие-;я химической активностью, что обуславливает различие в подходе к легиро-¡анию. Алюминий активно взаимодействует с О, С, И, В и рядом металлов, )бразуя термодинамически стабильные соединения с высоким значением мо-1уля сдвига. Медь - химически инертна, и классические дисперсно-/прочнешше материалы на ее основе могут быть получены только при ком-шексном легировании, например, алюминием и кислородом.

Исследованные композиции объединены в группы: 1) А1-легирующий шемент; 2) Алхимическое соединение, содержащее О, С, N в отдельности или ! комплексе; 3) А1-легирующий оксид, имеющий большее сродство к О, С или чем А1-химическое соединение, содержащее О, С, № 4) Си-легирухощий шемент; 5) Си-легирующий элемент, имеющий высокое сродство к О, С, Ы-шмическое соединение, содержащее О, С, N. В базовых композициях в каче-;тве легирующего компонента в первой группе использованы Мд (5%), 1л 2%), Си (5%), Мп (5%), Ре (5%), № (5%), Со (5%), 'П (5%), V (5%), Сг (5%), Ъх 5%), Ьа (15%), (10%), РЬ (10%), В (4%), С (3%); во второй - оксиды элементов (И, Си, Со, С, №, Мо, Мп, Н, Ре, V, 2п, Сг, В, 51, И, Ъх, 1л), имеющие ¡начение АС'г образования большее, чем у АЬОз, а также ряд гидроксидов, сарбонатов, нитратов этих элементов и органические соединения ((ЫНУгСО, :,7Нз5СООН, С2Н204 2Н20, С7Н6(Н02)2, С)3НмКО); в четвертой группе - А1 1,5%), Ве (0,5; 2,0%), Mg (1,0; 2,5%), 2п (20%), Мо (5%), 7л (5%), № (5%), Та 5%); в пятой - А1 (0,8%), М§ (1,07%), Ве (0,4%), с одной стороны, и СиО 3,56%), СН,ОК2 (0,44%), С2Н2О4 • 2Н20 (0,56%), с другой, а также А1 (0,8%),

7л (2,0%), N1) (2,09%) и С (0,3%) соответственно. Третья группа по сравнеш со второй дополнительно легирована М§ (4,63%). Использование химическ соединений направлено на упрощение технологии получения и повышен свойств материалов. При многокомпонентном легировании содержание реш рующих веществ стехиометрично. При этом предполагалось образование с поставимого количества основной упрочняющей фазы. Содержание кисло{ да, вводимого в алюминиевые материалы с химическим соединением, сост; ляло 3,05 %. Это обеспечивало образование 6,5% А120з. Органические добав вводились в количестве 2,5%.

Установлен количественный фазовый состав многокомпонентных систе являющийся основой для определения направления и полноты протекания <| зовых превращений. Равновесное состояние рассчитано с использованием «

темы АСТРА - поиск шах ) системы при заданных значениях исходно

}

состава, температуры и давления. При расчете учтены элементы, первоначш но содержащиеся в воздушной атмосфере помольной камеры и входящие в ( став ПАВ (С17Н35СООН (0,5%)). Исследованные композиции в общем ви представляют собой системы А1-0-С-Ы-Н-Ме, АНИ^-О-С-Ы-Н-Ме, Си-А1-1 О-М-С-Н, где Ме - металл, входящий в состав легирующего соединения. Ал миниевые материалы в равновесных условиях содержат А120з, АВД, А14С3. системах с Мд вместо А120з образуются М{*0 и МдО • А120з. С уменьшени температуры количество М^-А120з снижается, а М{»0 увеличивается. П] ^500 °С термодинамически выгодно образование М(!Н2, связывающего час Mg, входящего в оксиды, что приводит к уменьшению количества и у) личению М^^О- А12О3. Металл, восстановленный из легирующего соединен) в зависимости от его сродства, растворяется в алюминии, образует апюмини, или карбиды. Образование карбидов термодинамически оправдано в систем; содержащих 7х {7хС\ Т1 (ТЮ), V (УС), фС), Мп (МпС2), Сг (Сг7С3, Сг23С Мо (Мо2С). При избытке эти элементы образуют атоминиды А132г, А13 А1цУ, МпА14, АЬСг, А1пМо. В системах с №, Ре, В формируются алюмини, А1з№, А1зРе, А1В2. В медных материалах существуют А120з и АШ, образован А14С3 термодинамически не оправдано. При недостатке А1 формируют« БеО • А1гОз, СиО • Те20з, СиО-А120з, СиАЮ2, при избытке - он растворяете? Си. Бе и С находятся в свободном состоянии. Образование Бе3С возможно п С>700 К

На основе анализа процессов, протекающих при обработке композицш механореакторе, разработана модель РМЛ. Показано определяющее значен диффузии в гомогенизации композиции. Базируясь на теории сдвиго! диффузионной деформации, проведена оценка роли неравновесных точечн: дефектов, генерируемых многократной импульсной деформацией, в диффу: онном перемещении компонентов. Ограничениями при решении задачи яв; лись отсутствие процессов аннигиляции дефектов кристаллического строен

[ накопления дислокаций. Первое обусловлено кратковремешюстью единич-юго импульсного воздействия, второе - малым по сравнению с величиной гробега сдвигообразующих дислокаций размером слоев композиционной час-ицы. Показано, что

Ок/вЧ = (1/^(0,\Кка + с0). ехр(ю^) -ехр^/г),

•де О^ и Б);0 - коэффициенты диффузии вакансий в момент импульсной деформации и при температуре плавления, с0 - концентрация вакансий при Т,ы, Ск - численный параметр, изменяюпщйся в пределах 1/3-5/6, а - величина деформации, Р] - доля порогообразующих дислокаций, д - отношение плотно-;тей дислокаций некомплапарпых систем к общей. Исходя из анализа теории двигово-диффузионной деформации, а«1, со«10"3, Р)~0,5, < -0,5, получим:

')к ¡П°к «0,5-1,0. Это позволяет сделать вывод, что пластическое деформиро-ание, имеющее место при РМЛ, вызывает повышение мгновенного коэффициента диффузии до значения, характерного для состоянии предплавления.

Проведена оценка локального изменения температуры и ЬПу системы, ;ызванного протеканием механически активируемых экзотермических окисли-ельно-восстановителышх реакций. Так, как время химического взаимодейст-;ия (Ю^-Ю"4 с) на порядок меньше теплоотвода в окружающую среду (Ю'МО"3 ;), считалось, что процесс протекает в адиабатических условиях. При реакции теплота

0 = -

L i '

1асходуется на нагрев продуктов, определяемого уравнением

T„d

Q=Zh }cP{Bj)dT,

j 298

меленное решение которого дает адиабатическую температуру Ta(i. Измене1ше нергии Гиббса описывается выражением AG?

1 i

Согласно расчету в микрообъемах композиций, состав которых отвечает редиему, изменение температуры зависит от природы реагирующих веществ [ находится в интервале 300-700 К. Локальное отклонение содержания реаги-¡ующих компонентов от среднего значения приводит к линейному изменению смпературы. При концентрации, в 2-3 раза превышающей средшою, в ряде омпозшшй она может достигать более 1500 К.

Исходя из близости строения тонкопленочных материалов и слоистых ме-анически легированных композиций, проведена оценка толщины слоя про-укга, образующегося за время импульсного воздействия на частицу алюми-

ниевого материала, согласно которой при 300, 450, 670 °С она достигает 0. 20 и 500 им соответственно. Последнее значение соизмеримо с толщиной ел ев композиции. Результаты оценок позволяют сделать вывод, что, несмотря кратковременность диффузии, вызванной неравновесными точечными дефе тами и локальным разогревом, многократное повторение процессов привод к гомогенизации композиции и способствует фазовым превращениям, напрг ленным на уменьшение системы. Наиболее вероятным механизмом ин

циирования процессов является тепл вой. Основываясь на предположен» что фазообразование определяет конкуренцией между тепловыделен ем, создаваемым диффузионн контролируемым ростом продукта, теплоотводом в окружающую срех разработана модель тепломассопер носа и гетерогенных реакций для те мически тонких частиц. Согласно пр веденной оценки тепловых процесс в алюминиевых композициях термич ски тонкими являются гранулы дн метром 100-150 мкм. Характерное время выравнивания температуры по сеч нию гранул этого диаметра составляет Ю'МО"4 с, что соизмеримо с длительн стыо удара. Модель тепломассопереноса и гетерогенных реакций описывает системой, включающей уравнения теплового баланса, роста продукта, тепл проводности в контактирующих с частицей телах, теплового потока. При пр текании реакции А + пВ АВП +

¿ЙГ ¿¿^

тепловой баланс —^[4тп1сМ)-0,8АВ——^ . Рост продукта АВП лимит ш ; ш

руется диффузией = Кр(Т)/(2Х), либо реакцией с1Х/с!1 = К; (Т). С

гласно качественному анализу задачи наиболее типичным случаем протекай механохимических реакций в разбавленных системах является периодичеа возобновляющееся взаимодействие между компонентами (угасание реакщ из-за теплопотерь и последующее инициирование ее импульсным механич ским воздействием на частицу), который имеет место при

В четвертой главе исследованы закономерности формирования гранул рованных композиций при РМЛ.

В связи с отсутствием теории, связывающей механохимические превр; щения с потоками механической энергии, математическое описание реальнс го процесса механического легирования в ближайшее время невозможно. 1 целью оптимизации процесса механического легирования в работе исследс

вано влияние технологических факторов обработки в мсхаиореакторе на протекание механохимических превращений, упрочнение гранулированных композиций и механические свойства материалов, полученных из них. Условия обработки в механореакторе изменялись в пределах: амплитуда колебаний рабочей камеры (г) -3-7 мм , частота колебаний {со) - 10-35 с"1, нормальное ускорение шаров (ан) - 50-180 м - с"2, степень заполнения рабочей камеры шарами - 30-90 %, отношение объемов, занимаемых шарами и шихтой, (к) -3-10, температура процесса - 20-140 °С, диаметр шаров - 9- 12 мм, энергонапряженность режима обработки (Е) - 0,09-0,26 Дж/г. Исследование выполнено на композициях, легированных СиО (15,15%), Н2О (3,43%), Mg (5,00%), представляющих два характерных типа систем. В композициях с оксидами основным превращением является окислительно-восстановительная реакция, продуктом которой является А120з, при легировании магнием - формируется твердый раствор. Установлен допустимый интервал изменения технологических факторов, в котором зависимость скорости формирования новых фаз от исследуемых факторов описывается кривой с максимумом. Оптимальными условиями реакционного механического легирования алюминиевых композиций являются (A.c. № 1448531): г =70-80 %, к =5-7, а„ =110-130 м-с"2, достигаемое при ö=23-28 с'1 и г=4,0-5,5 мм; t-20-80 "С, Е=0,15-0,20 Дж/г. При обработке по оптимальному режиму на 1 мм2 стенки помольной камеры ударная нагрузка действует с частотой 2-4 с"1; среднее значение нормальной составляющей силового воздействия равно 7-10 МПа, максимальное - 20-23 МПа; среднее и максимальное значения тангенциальной составляющей - 4-6 и 12-14 МПа соответствешю. Упрочнение гранулированной композиции, наследуемое материалом, определяется полнотой протекания механохимических превращений. Полученные зависимости явились основой для разработки технологии реакционного механического легирования.

Проведено исследование влияния продолжительности обработки в механореакторе на морфологию, размер и твердость композиционных частиц, а также распределение элементов по их сечению и установлены закономерности процесса грануляции. При механическом легировании одновременно протекает деформация и разрушение частиц; адгезия, агломерация и сварка осколков. На первом этапе, продолжительность которого составляет «1ч, преобладает деформация и разрушение. Частицы алюминия и легирующих металлов приобретают форму пластинок толщиной <3 мкм.. Размер измельченных осколочных частиц легирующих оксидов 51 мкм. При дальнейшей обработке начинают превалировать процессы адгезии, агломерации и грануляции. Первичная грануляция заканчивается после механического легирования в течение 2-4 ч образованием плотных слоистых композиционных частиц глобулярной или осколочной формы. Они имеют диаметр ¿1 мм и твердость <1000 МПа. Дальнейшее изменение морфологии, размера и твердости цэанул определяется скоростью протекания механохимических превращений. По этому признаку

системы делятся на две группы. В первой группе механохимические превр щения большого развития не получают и упрочнение не велико. Увеличен! продолжительности процесса приводит к непрерывному росту композицио: них частиц и небольшому повышению их твердости. Гранулометрический с став и твердость материала стабилизируются после обработки в течение 8 при среднем размере гранул « 2 мм и твердости их < 1150 МПа. К этой груш относятся композиции, легированные большинством элементов, исключ; Mg, Li, С, В, а также оксидами с AG? образования ¿-250 кДж/моль атом( О. В системах второй группы механическое легирование приводит к ненр рывному росту твердости композиционных частиц. При ее значении 1300-14: МПа материал переходит в хрупкое состояние и процесс разрушения rpair начинает преобладать над сваркой. Нормальный закон распределения част! по размерам нарушается, и на кривых появляются два максимума. Динамич ское равновесие между разрушением и сваркой наступает после обработки течение 8-16 ч при размере гранул <0,5 мм. При этом твердость не стабилиз руется и тенденция ее роста сохраняется. Эта группа включает материалы, с держащие Mg, Li, С, В, а также оксиды со значением Aобразования >-2: кДж/моль атомов О. В системах с оксидами установлена обратная зависимое между AGj' термодинамически вероятной окислительно-восстановитедь» реакции и твердостью механически легированной композиции. Такая же зав симость имеет место между размером и твердостью гранул.

Композиционные частицы являются устойчивыми образованиями. Ск роста протекания механохимических превращений изменяется по их сечени Они получают развитие в поверхностном слое толщиной <0,3 мм и центра* ная часть гранул размером >0,6 мм исключается из процесса реакционного к ханического легирования. Она оказывается своеобразной инертной добавке что является одной из причин низкого упрочнения композиций, относящихся первой группе.

Факторы, способствующие формированию мел когранулировашшх ко позиций, активизируют механохимические превращения. Одним из них яв.г ется использование ПАВ (А.С. № 1591309). Из многообразия ПАВ при реал зации реакционного механического легирования перспективны неустойчив; соединения, основой которых являются элементы, способные взаимодейсп вать с компонентами композиций с образованием упрочняющих фаз. Д алюминиевых материалов этим требованиям отвечают высшие жирные кис; ты (ВЖК), например стеариновая (С17Н35СООН). Оптимальное количест С17Н35СООН равно 0,5-0,7%. Введение ПАВ увеличивает измельчение исхс ных компонентов « в 2 раза, замедляет грануляцию в 1,3 раза и уменыш средний размер гранул в 1,5 раза. Твердость гранул алюминия и композит легированных элементарными порошками, увеличивается на 100-120 МПа оксидами - на 200-350 МПа и находится в интервале 1200-1600 МПа. Н;

больший прирост ее отмечается в композициях, легированных В20з, Si02, ТЮ2, Zr02. При этом установленная для композиций без ПАВ зависимость твердости ог величины AG£ реакции сохраняется. Она нарушается при дополнительном легировании систем AI-оксид магнием. Использование Mg приводит к повышению твердости на 500-950 МПа и ее значение находится в пределах 21002700 МПа, а размер частиц <0,1 мм. Упрочнение вызвано более полным протеканием окислительно-восстановительных процессов, обусловленным действием термодинамического фактора.

Обработка в механореакторе в течение »8ч приводит к постепенной гомогенизации композиции. Слоистость, характерная для первичных гранул, исчезает. Элементы однородно распределены по их сечению. Гранулированные композиции имеют суб- или микрокристаллический тип структуры

В пятой главе приводятся результаты исследования по формированию фазового состава, структуры и свойств алюминиевых материалов, полученных из композиций AI-легирующий элемент-ПАВ (группа 1). Основа композиций -алюминиевый порошок ПА4 содержал 0,4% А120з и 1,1% Н20, гидратирован-ной и адсорбированной поверхностью частиц. При обработке его в механореакторе имело место взаимодействие AI с Н20, AlOOH и А1(ОН)з, продуктами которого являлись А12Оз и Н2. Содержание А120з не достигало расчетного («2,6 %) и составляло 1,6 %. Твердость возрастала с 340 до 720 МПа. Взаимодействие между AI и кислородосодержащими компонентами активизировалось введением ПАВ (С17Н35СООН), оптимальное количество которого составляло 0,5-0,7 %. Размол с ПАВ повышал концентрацию А12Оз примерно на 30 % и увеличивал ее твердость до 850 МПа. Обработка в механореакторе приводила к деструкции С17Н35СООН, продуктами которой являлись ~ 20 веществ, активно взаимодействующие с AI с образованием его карбидов. Формирование структуры основы композиций при обработке в механореакторе происходило по следующему механизму: накопление дислокаций до максимально возможной плотности (р > 1012 см'2), перестройка дислокаций и образование фраг-ментированной субструктуры, превращение фрагментов в кристаллиты. При дозе поглощенной энергии >3 кДж/г основа всех композиций имела субмикрокристаллический тип структуры с размером зерна (d) <100 нм, состоящего из блоков (ОКР) « 20 нм. Плотность дислокаций (р) » Ю10 см"2, а искажение кристаллической решетки (Аа/а) «10"3. Механически синтезирующиеся фазы в результате взаимодействия между алюминием и веществами, содержащими С и О, являлись ультрадисперсными (d~5 нм) и рентгеноаморфными. Формирование А120з и AI4C3 происходит через промежуточные стадии и для его завершения требуется термическая активация. После отжига (t=500-550 °С) и экструзии (fc=450 "С, е=10) материал состоит из зерен алюминия равноосной формы d« 1,0 мкм, внутри и по границам которых находятся глобулярные включения величиной <10 нм AI4C3, а- А120з, уА120з и х~ A1203- В стыках

зерен наблюдаются отдельные оксиды а- А120з, уА120з и х~ А120з разм< ром <100 нм, являющиеся продуктом разрушения оксидной пленки, покрь вавшей частицы исходного порошка. Параметры тонкой структуры зерен 01 новы: ОКР<50 нм, р~ 108 см"2, Да/а «10"3. Приведенные закономерное! строения механически легированных гранул и материалов, полученных из ни; характерны для всех исследованных систем, основой которых являлась комп< зиция ПА4-С17Н35СООН (0,5-0,7 %). Легирование вызывало образование избь точных упрочняющих фаз, формирование твердого раствора в алюминии и В1 ло к уменьшению размера зерна основы и блоков.

Порошок алюминия интенсивно сорбирует Н2О, содержание которой ПА4 может достигать 12 %. Проведено исследование струкгурообразовани свойств и оптимизирована технология получения материалов, на основе кол позиций А1-Н20 и А1-ВЖК. Установлено, что Н20 в количестве до 6 % эффе] тивна в качестве поставщика О для получения материалов А1-А120з. Доказан! что в качестве поставщика С для получения материалов /М-АЬСз перспектив! применение ВЖК (С5НпСООН, С^НлСООН, С17Н33СООН, С17Н35СООН) количестве до 3 %. Использование Н20 и ВЖК увеличивает дисперсность равномерность распределения формирующихся упрочняющих фаз (А120 АЦСз) и повышает упрочнение материалов по сравнению с аналогами » в 1. раза (А.С. № 1385384).

Механическое легирование алюминия Мд, 1л, Си, Ъъ, Мп, Бе, Со, 1 Сг, V, 2г, Ьа, РЬ, Б:!, В, и С сопровождается термодинамически разрешенным фазовыми превращениями, вызывающими образование твердых растворов алюмшшдов. При этом часть легирующего элемента остается в виде включ( ний размером 10-100 нм. Установлен механизм формирования твердого ра< твора. Он состоит из стадий: образование неоднородного по составу квазира( твора, формирование в микрообъемах нескольких твердых растворов разно концентрации, гомогенизация. Средняя концентрация легирующего элемент в алюминии зависит от его растворимости в равновесных условиях. У мета) лов с большой растворимостью (М§, 1л, Си) ее величина меньше, а у метш лов, имеющих относительно низкое значение этого параметра (V, Сг, "Л, Б) больше их максимальной растворимости в алюминии. Механически также, ке и термически синтезированных твердых растворов 2г, Ее, №, Со, РЬ, С, В алюминии, не установлено. Алюминиды выявлены в системах с Си, Mg и 1 По мере возрастания влияния легирующих элементов (2 %) на микротвердост изменяющуюся в пределах 1040-1400 МПа, они располагаются в следующе порядке: Т1, Со, №, Бе, Мл, Сг, Ьа, Си, 7л, V, 1л, В, С.

Отжиг (1=200-600 °С) активирует фазовые превращения, направленные е уменьшение АО"- системы. Равновесный фазовый состав формируется пр ^>0,75 Тш[ основы. Наряду с механически синтезированными А12Си, А13М§ А11л, после отжига при 1=450 "С существуют АДО, А13№, А19Со2, А1зР

А1бМп, МбУ, А1цУ, А1тСг, Л14Та. В материалах с П, V, Сг, & кроме

ЛДСз присутствуют УС, Сг7С3, ПС, 7хС, В системах с С и В образуются А1)Сз и АШ2 и АЮ12. Отжиг вызывает распад пересыщенного твердого раствора, но концентрация его остается выше равновесной. Значительное снижение твердости отмечается при увеличении размера упрочняющих фаз >100 нм. Для алю-минидов это явление имеет место после отжига при (:>400 °С, карбидов -[>550 °С, А^Оз - 1>650 °С. Высокая стабильность упрочняющих фаз обусловлена субмикрокристаллическим типом структуры основы и отсутствием непосредственного контакта между ними. Снижение твердости до 900-1000 МПа в материалах с У, Си имеет место после отжига при 1=400-500 °С, в композициях с Л, Бе, Мп, V, Сг, Ъх - при 1=500-550 °С. Системы с С и В сохраняют свою твердость после отжига при 15600 "С. Оптимизированная технология получения материалов включает обработку шихты в механореакторе при энергонапряженности 0,15 кДж/г и дозе поглощенной энергии 5 кДж/г, брикетирование до плотности 80 %, отжиг при 1=450 °С и экструзию полуфабрикатов при [=450 °С с £ >10. Материалы имеют микрокристаллический тип структуры основы: (1=0,3-0,7 мкм, ОКР<50 нм, р да108 см"2. Размер частиц А120з < 10 нм, карбидов и алюминидов - 20-100 нм. Основа материалов с Мд, Ы, Си, состоит из однофазных и двухфазных зерен. Состав последних близок к эвтектическому. Температура начала рекристаллизации материалов не ниже 0,9 Тт эсновы. Высокая стабильность структуры определяется наличием во всех системах АЬ03 и АЦСз.

Разработанные конструкционные материалы, содержащие 2 % легирующего элемента, имеют <тв==340-440 МПа и Од50 =95-130 МПа и превосходят по эсновным характеристикам гранулированные материалы аналогичного состава. По положительному влиянию на жаропрочность легирующие элементы располагаются в следующем порядке: Т1, Ре, №, Со, Мп, V, Сг, Ьа, 2г, С, В. Для упрочнения при комнатной температуре эффективно легирование магнием, литием и медью.

Разработанная технология перспективна для производства специальных материалов. Созданы материалы: с низким значением коэффициента линейного расширения (а <16-10"6 град"1, ¿тв>400 МПа, <Тд°>200 МПа); низкой плотности (р < 2,5 г/см3, ств>600 МПа, сгд°°=100 МПа); для защиты от нейтронного излучения (эффективнее сечение захвата тепловых нейтронов до 468 5арн,сгв^350 МПа, <т|оо=160 МПа, сг^=100 МПа); с низким электросопротивлением (р20°с = 6-10"6 Ом- см, р35>ГС = 10-10"6 Ом- см, сгв=660 МПа, с|50=230 МПа); антифрикционные с сгв>380 МПа, обладающие высокой негущей способностью и стойкостью против отжига при 450 °С. По основным

физико-механическим свойствам разработанные материалы превосходят и: вестные (А.С. № 1785145, Пат.РФ№ 2037581, 1803268).

В шестой главе приводятся результаты исследования, направленного н установление закономерностей формирования фазового состава, структуры свойств комплекснолегированных алюминиевых материалов на основе компс зиций Алхимическое соединение-ПАВ (группы 2, 3). В системах, содержащи оксиды, гидроксиды, карбонаты, нитраты таких элементов как Ы, Си, Со, С №, Мо, Мп, Н, Бе, V, Сг, В, Т1, Ъх, а также органические соединения, те{ модинамически вероятны реакции, продуктами которых являются термодинг мически стабильные оксиды, карбиды, нитриды, алюминиды с высоким знг чением модуля сдвига. Доказано, что в композициях с химическими соедиш ниями также, как и при легировании элементарными порошками, протекаю механически и термически активируемые фазовые превращения, направлен ные на уменьшение АО£ системы. Для однотипных реакций установлена об ратная зависимость между скоростью и полнотой их протекания, с одной стс роны, и величиной АСу, с другой. В системах Делегирующий оксид-ПА] происходят механически активируемые окислительно-восстановительные прс вращения, а также взаимодействие их продуктов с алюминием или между сс бой. В результате первичных превращений образуются оксиды алюминия, вое становленные элементы или их низшие оксиды; вторичных - твердый раство легирующих элементов в алюминии, интерметаллиды, карбиды. Окислитель но-восстановительные реакции активно протекают при величине Аб£<-21 кДж/моль атомов О, что имеет место в системах с N02, СиО, Со304, СО; МгОз, МоОз, МпОг, Н2О, У2О5. Однако во всех случаях процессы полного зг вершения не находят и механически легированные композиции являются тер модинамически неравновесными системами. В их структуре наряду с восстг новленными элементами (Си, Со, №, Мо, Мп, Бе, V) и алюминидами (А12С1 АЦСид, А15Соз, А1з№, А16Мп, АЬГе, А1цУ) в небольшом количестве (<1 "Л присутствуют исходные оксиды (Мп02, Ре20з, У2Оз) и/или их низшие форм1 (Си20, СиА10, МО, Мо02, Бе304, V20з). Содержание А12Оэ ¿70 % от расчетас го. В системах с АО"- >-210 кДж/моль атомов О легирующий оксид {1м£ Сг20з, В2Оз, БЮг, ТЮ2, 2Ю2) остается в гранулированной композиции в коли честве >50 % от исходного. Восстановление оксидов протекает поэтапне высший оксид - низший оксид - восстановленный элемент, что указывает н основную роль теплового фактора в этом процессе. Механически активируе мые реакции, вызывающие образование карбидов и нитридов, получают раз витие в системах с величиной Абу < -50 кДж/моль атомов С и <-250 кДа моль атомов N соответственно.

Основа механически легированных композиций представляет собой пере сыщенный твердый раствор и имеет субмикрокристаллический тип структу

ры: ds 0,1 мкм, ОКР<50 нм, р » 1011 см"2, Аtf/a« 2-10'3. Границы зерен и субзерен основы стабилизированы ультрадисперсными (d<10 нм) и в ряде случаев рентгеноаморфпыми фазами. Размер включений не прореагировавшего легирующего компонента » 0,1-0,2 мкм.

Отжиг гранулированных композиций (A.c. № 1510222) активизирует первичные и вторичные превращения и вызывает кристаллизацию аморфных фаз. Последняя происходит при t=380-450 "С. Температура протекания окислительно-восстановительной реакции повышается с уменьшением Алегирующего оксида и изменяется в пределах 450-600 °С. При этом роль термической обработки в формировании фазового состава и структуры материала возрастает. Фазовый состав материалов, обработанных по оптимальному режиму, соответствует равновесному. Исключение составляют композиции с термодинамически стабильными оксидами - Сг20з, ZnO, Т1О2, Zr02, частично сохраняющимися в структуре. Влияние отжига и экструзии на морфологию фаз и структуру композиций, легированных химическими соединениями и веществами в элементарном виде, примерно одинаково.

Исследовано влияние содержания в исходной шихте легирующего оксида и технологических факторов на физико-механические свойства материалов и проведена оптимизация состава и технологии получения материалов (A.c. № 1448531, 9308823, 1385394, 1600133). Установлено, что для большинства материалов максимальная прочность достигается при расчетной концентрации А120з ~ 10-12 %. Положительное влияние алюминидов на прочность имеет место при содержании в материале элемента, образующего это соединение <6 %. Упрочняющий эффект, создаваемый AI2O3 и карбидами, значительно выше, чем алюминидами. Основа материалов имеет микрокристаллический тип структуры и представляет собой твердый раствор легирующих элементов в алюминии: d= 0,1-0,6 мкм, ОКР=20-60 нм, р ~ 108см~2. Распределение дислокаций неоднородно. Среднее значение их плотности в разных зернах изменяется от 106 до 10ю см"2. По границам зерен и субзерен она достигает 1012 см"2. Упрочняющими фазами являются А12Оз (d<20 нм), карбиды и алюминиды (d<80 нм). При этом более грубое строение имеют фазы, сформировавшиеся при отжиге. Исходные оксиды в количестве <2% присутствуют в виде включений размером 0,1-0,2 мкм в структуре материалов, легированных ZnO, Сг20з, Si02, ТЮ2, Zr02. Наиболее перспективными являются материалы, полученные из композиций с М0О3, N02, С02, V2Os, Mn02, Zr02, В20з, свойства которых изменяются в пределах: сгя = 480-560 МПа, о-0 2=(0,85-0,93)сгВ) о-|°°=120-170 МПа, ctjqq = (0,66-0,76)Од00, t^ =(0,90-0,95) Т1ГЬ а = (18,4- 21,4)■ 10 * °С"', р=- (3,6-5,8)-10"6 Ом-см. Выявлена тенденция снижения характеристик прочности с уменьшением величины А(?у образования легирующего оксида, и установлены ее причины. Введение в композиции, содержащие О, С, N, ме-

ташюв, имеющих большее сродство к этим элементам, чем А1, ингенсиф! цирует процесс формирования оксидов, карбидов и нитридов соответствен» Для активации окислительно-восстановительных превращений эффективно л< гирование магнием, процессов карбидизации - введение таких элементов ка Мо, Сг, Мп, V, Бт, Т1, 2х (А.С. № 1506745, 1637138). В комплекснолегирс ванных композициях на фазовые превращения оказывают влияние термоде намический и кинетические факторы. В системах Делегирующий оксид-М; ПАВ магний участвует в окислительно-восстановительных реакциях, растве ряется в алюминии и образует А1зМ$а. С уменьшением значения образ« вания легирующего оксида количество Мд, участвующего в окислитель» восстановительных процессах, увеличивается. Легирование магнием увелич! вает ав на 110-160 МПа и он достигает 630-680 МПа.

Эффективность химических соединений как легирующих компоненте повышается с увеличением в их составе концентрации О, N и С и уменьшен! ем металла. По положительному влиянию на прочность эти вещества распол: гаются в следующий ряд: оксиды (А.с. № 1448531, 9308823, 138539' 1600133), гидроксиды (А.с. № 1785145), карбонаты (Патент РФ № 1787218 нитраты (Патент РФ № 2001715), органические соединения (табл. 1.). При о( работке в механореакторе имеют место диссоциация гидроксидов, нитрата карбонатов, продуктами которой являются соответствующие оксиды, а так» деструкция органических соединений. Дальнейшие превращения в этих ко» позициях аналогичны процессам в системах Делегирующий оксид-ПАВ. Ма) симальное упрочнение достигается при комплексном легировании магнием ( %) и органическими соединениями (2,5 %), в качестве которых использован СН4ОМ2, С7Нб(Н02)2, С^Нм^О, СюНмОЫг. Эти материалы имеют следующи комплекс свойств: <тв =730-770 МПа, 5=2-4%, о"|00=170-190 МПа, й500 =8-1 %, р=(4,1-5,0)- 10"6 Ом - см, а =(19,2-21,3)-10^ °С'.

Установленные закономерности явились основой для создания типовс технологии получения ДУКМ различного назначения, которые по основны свойствам в 1,3-1,7 раза превосходят аналоги (А.С. № 930823, 138539 1448531, 1506745, 1510222, 1591309, 1600133, 1637138, 1785145; Пат. РФ J 1797218, 1803268, 2001715). Разработанная технология и материалы успепп прошли опытно-промышленную проверку на ведущих научн производственных предприятиях СНГ - ВИЛС, В НАМ, ЦНИИМВ и рскоме] дованы для промышленного внедрения.

В седьмой главе приводятся результаты исследования, направленного I установление закономерностей формирования фазового состава, струюуры свойств материалов на основе меди. Двухкомпонентные материалы (группа получались легированием элементами, не взаимодействующими в равнове ных условиях с Си (Мо, Та, №), и образующими с ней твердые растворы и и термегаллиды (А1, М£, Ве, 2м, Ъх). В комплекснолегированных материала

Влияние природы легирующей добавки на фазовый состав и механические свойства материалов

А1-Д^-легирующее соединение-ПАВ

Легирующая добавка Механические свойства материала

вещество коли- Фазовый состав материала твер- предел прочности относ.

чество, дость, „500 ав > удли-

% HB МПа МПа нение,%

Си(ОН)2 9,08 А1,А12Си,А14Си9,А1зМ&,А12Оз,МБО,А14Сз 170 610 80 3

Со(ОН)3 6,82 А1,А15Со2,А1зМв2,А12Оз,М£0,А14Сз 175 630 90 3

№(ОН)3 6,81 А1,А1з№,А13Ме2>А12Оз,МьЮ,А14Сз 170 630 90 3

Мп(ОН)з 6,56 А1,А16Мп,А14Мп,А1зМё2,А12Оз>МеО,А14Сз 170 620 100 3

Fe(OH)3 6,61 А1,А1зРе,А1зМд2,А12Оз,МвО • АЬС^М^АЬА 175 620 100 4

LiOH 4,45 А1, А1,МЙ,А1203,Мй0 • АЬОз,МйО,А1,С3 165 640 100 4

CuC03 7,66 А1,А12Си,А14Си9,А1зМЕ2,А12Оз^О,А14Сз 170 610 90 3

С0СО3 7,37 А1,А15Со2,А13Ме2,А12Оз,МвО,А14С3 175 630 90 3

NiC03 7,36 А1,А1з№,А1зМ&,А120з,М80,А14Сз 170 620 100 3

МпСОз 7,13 А1,А16Мл,А14Мп,А1зМё2,А120з,М80,А]4Сз 175 630 110 3

FeC03 7,19 А1,А13Ре,А13М&,А1203,МВ0 • А12Оз,МйО.АЦС3 175 630 110 3

Cu(N03)r зн2о 4,99 А1,А12Си,А14Си9Л1зМй,А12ОзЛ4ёО,А1К,А1,Сз 175 640 100 3

Co(N03)2- 6Н20 4,51 А1,А15Со2,А1зМ&,А12Оз,МвО,А1Ы,А14Сз 180 660 100 2

Ni(N03)2-6H20 4,51 А1,А1з№,А1зМё2,А120з,М§0,АШ,А14Сз 185 670 110 2

Mn(N03)2-6H20 4,45 AlЛI6Mn,Al4Mn,Al3Mg2,Al2Oз,MgO,AlN,Al4Cз 180 660 110 2

FeCNOj^-6Н20 4,43 А1,А13Ее,А13М82,А1203,МьЮ • А1203,Мя0,ДШ,А]4С3 175 650 100 2

LiN03-6H20 3,66 А1, А13Мв2,А12Оз,МаО • А1203,М!Ю,А1К,А]4С3 170 670 110 3

C2H204-2H20 2,50 А1, А14Сз,А120з,М80,Мё0 • А1203 200 700 160 3

CH4ON2 2,50 А1,А120з,М80,А1К,А14Сз 190 720 170 2

C7H6(N02)2 2,50 А1,А1аОз^дО,А1М,А1,Сз 220 770 190 2

C13H14N4O 2,50 А1,А14Сз,А1203,М80,А1Ы 220 760 190 2

c10h10on2 2,50 А1,А14С3,А!2Оз,МйО.А1К 230 750 180 2

(группа 5) в результате реакции между легирующими компонентами предполг гался синтез термодинамически стабильных фаз по механизму, характерном для композиций групп 2 и 3. Композиции на основе меди склонны к гранул? ции и схватыванию с рабочими телами и стенками помольной камеры. Мех; нически легированные материалы с равномерным распределением компонег тов могут быть получены только в системах, обработка которых в механореа! торе сопровождается превращениями, вызывающими повышение микротвер дости гранул >2000 МПа. Конечным продуктом механического легировани являлась композиция с размером гранул 0,2-0,4 мм. Она образовывалась в pi зультате разрушения частиц величиной »2 мм, сформировавшихся в при пе{ вичной грануляции.

Оптимизированный технологический процесс получения медных мат( риалов включает следующие этапы: обработка шихты в механореакторе пр энергонапряженности режима 0,08-0,10 Дж/г и дозе поглощенной энергии 2,f 3,0 кДж/г, отжиг гранулированной композиции в течение 2-3 ч в защитно атмосфере или вакууме при t=(0,75-0,80)TCT основы, горячая экструзия пс луфабрикатов при НР,75-0,80)ТШ основы с е >10. Оптимальными условиям механического легирования являются: £=70-80 %, k=8-12, t=40-80 °С, ан=12( 150 м - с"2, достигаемое при г=4,5-6,0 мм и со =22-30 с"1 (А.с. № 1482770).

Формирование фазового состава, структуры и свойств медных матери; лов подчиняется закономерностям, установленным для материалов на ochoe алюминия, что указывает на их универсальный характер. Все фазовые превр; щения идут в направлении снижения свободной энергии системы.

Формирование твердых растворов проходит через стадии образовали квазирастворов, твердых растворов различных концентраций и гомогениз; цию. В системах с Al, Ве, Mg, Zn на второй стадии существуют два тверды раствора. Основной характеризуется низким содержанием легирующего эл< мента, дополнительный - высоким. Последний является промежуточной фазо в ряду превращений, вызывающих образование соответствующих интерметш лидов C9AI4, CuBe, CuMgj, CuZn. В комплекснолегированных композиция: как и в материалах на основе А1, имеет место термодинамически разрешение механохимическое взаимодействие между компонентами. На характер нр< вращения оказывают влияние как термодинамический, так и кинетически факторы. При этом термодинамическое равновесие не достигается. Так, в «н теме Cu-Al(0,8%)-Cu0(3,56%) установлено образование А1203, C119AI4, Си2( CuA102. При замене СиО на CH40N2 формируются А1203> CU9AI4, A1N. Пр этом во всех случаях « 40 % легирующего металла (Al, Ве, Mg) растворяется алюминии. Образование карбидов установлено только в системах с элемент; ми (Nb, Та, Zr), имеющими высокое сродство к углероду.

При механическом легировании структура основы медных материале также, как и алюминиевых, формируется в результате протекания процессе динамической рекристаллизации. Она является твердым раствором, относите

к субмикрокристаллическому типу и характеризуется следующими параметрами: <1 <0,1 мкм, ОКР «10 нм, /7=2-6- Ю10 см'2, Да/а=2-Ю-3. Наряду с ультрадисперсными выделениями синтезировавшихся фаз присутствуют включения легирующего металла размером <0,1 мкм. Механически легированные композиции имеют высокую твердость (2400-3100 МПа).

После отжига и горячего прессования основа материалов, независимо от их состава, имеет структуру микрокристаллического типа: с!<0,5 мкм, ОКР <50 нм, р~ 10х см"2. Высокотемпературный отжиг (1=800-850 °С) и горячее прессование (1=750-800°С) композиций, легированных А1, М§, Ве, 7п, не вносят качественных изменений в фазовый состав и структуру материалов. Они состоят из однофазных и двухфазных зерен. Первые представляют собой неоднородный твердый раствор, вторые - содержат выделения интерметаллидов. В процессе отжига и горячего прессования комплекснолегированных композиций протекают превращения, приближающие фазовый состав к равновесному. От последнего он отличается наличием интерметаллидов и содержанием в твердом растворе легирующего металла в количестве <0,2 %. При этом, как и в двухкомпонентных материалах, основа состоит из однофазных и двухфазных зерен. Интерметаллические соединения образуются как при непосредственном взаимодействии компонентов, так и в результате распада твердого раствора. В первом случае они располагаются по границам зерен и субзерен, во втором - формируются двухфазные зерна. Частицы оксидов, карбидов, нитридов образуются в результате непосредственного взаимодействия компонентов и располагаются по границам зерен.

Для получения высокопрочных (сгв =900-1100 МПа) медных материалов в качестве легирующих эффективно использование следующих компонентов: а) элементов (А1, Мд, Ве, 81, 7л, 7м), обладающих значительной растворимостью в меди и образующих с ней интерметаллиды; б) элементов, имеющих высокое сродство к кислороду (А1, Ве, Mg), углероду (N1), Ът), азоту (А1), с одной стороны, и веществ, содержащих О, С, Ы, с другой. Упрочняющими фазами в материалах а-группы являются интерметаллические соединения размером <20 нм, б-группы - оксиды (<1<10 нм), нитриды (с!<10 нм), карбиды (<1<20 нм) легирующих элементов и интерметаллические соединения (с!<20 нм). Материалы группы б выгодно отличаются от материалов группы а низким удельным электрическим сопротивлением. У первых оно равно (2,3-2,4)- 10~б Ом - см, у вторых - >4-10"6 Ом - см (табл. 2.).

Отжиг при температурах >600 °С и холодная пластическая деформация материалов приводят к частичному распаду твердого раствора и выделению интерметаллидов в ультрадиспесном виде. Пластическая деформация вызывает также увеличение количества дислокаций и двойников и уменьшение среднего размера зерен. Измельчение основы происходит за счет протекания в однофазных зернах процессов динамической рекристаллизации.

Таблица 2

Физико-механические свойства медных материалов_

Физико-механические свойства материалов

Легирующие компоненты Фазовый состав без ТО отжиг (t= 750°С, г =5 ч)

и их содержание (%) материала НВ ав> Р = НВ Р>

МПа % хЮ"6 МПа % хЮ"6

Ом- см Ом-см

А1(1,00) a, Cu9Al4,CuAl2 225 850 6 4,453 220 850 7 4,674

А1(5,00) a, Cu<)ALtCuAl2 275 1060 3 4,976 280 1090 3 5,175

Mg(l,00) СТ, CuMg2 245 960 4 4,029 245 930 4 3,787

Mg(2,00) а, CuMg2 265 1040 3 4,834 270 1080 3 4,594

Ве(0,50) а, СиВе 220 810 6 4,338 215 800 7 4,208

Ве(1,50) а, СиВе 290 1120 3 6,043 300 1160 3 5,621

Zn(20,00) а, Р 235 980 3 4,716 230 940 5 4,958

Al(0,80),cu0(3,56) а,АЬ03,СидА14,Си20 260 1040 3 2,350 255 1050 3 2,337

A1(0,80)CH40N2(0,44) a>Al203jA]N,Cu9Al4 265 ИЗО 2 2,383 250 1040 3 2,335

А1(0,80),Н2С204 • 2Н20(0,56) Й,А1203,Си9А14 265 1100 2 2,372 250 1020 3 2,328

Be(0,40),cu0(3,56) а ,Ве0,СиВе,Си20 240 980 3 2,413 235 980 3 2,346

Mg(l,07),CuO(3,56) a ,Mg0,CuMg2,Cu20 245 1020 3 2,377 240 1010 3 2,332

А1(0,80),С(0,30) a,Cu9AL} 230 830 6 4,338 - - - -

Та(4,07),С(0,30) Cu,TaC 220 860 5 2,363 - - - -

Nb(2,09),C(0,30) Cu,NbC 240 920 4 4,338 230 890 4 2,340

Zr(2,00),C(0,30) CuZiC 245 970 4 2,452 230 930 4 2,349

Мо(5,00) Cu,Mo 195 640 8 2,591 185 620 8 2,590

Та(5,00) Cu,Ta 210 790 3 2,573 200 780 3 2,530

Nb(5,00) Cu,Nb 215 790 3 2,586 205 770 3 2,586

А1203(1,88) Cu, A120j 210 660 2 2,452 180 610 4 2,452

Механически легированные материалы имеют комплексное упрочнение, сочетающее зернограничное и дисперсное. Основная роль нанометрических включений термодинамически стабильных фаз заключается в стабилизации границ зерен и субзерен.

Разработанные медные ДУКМ имеют сходное строение, что определяет близость их физико-механических свойств. Они являются высокопрочными, жаропрочными и характеризуются следующими показателями: твердость 24002650 МПа, сгв=920-1130 МПа, =410-460 МПа, 200-240 МПа, tp«>0,85 Тш основы. По этим параметрам материалы превосходят известные, а по технологическим свойствам близки к среднеуглеродистым сталям. Технология их получения имеет приоритетный характер (Пат. РФ № 2064368, 2000882; A.C. № 1482770,1725489).

Дисперсно-упрочненные материалы на основе меди перспективны для изделий электротехнического назначения. По результатам исследования разработана технология получения электродов контактной сварки, токоподводящих наконечников сварочных полуавтоматов, электрод-инструмента для электро-эррозиоиной обработки, сопел плазмотронов, электрических контактов (ТП № КТМ.ХД.8915; КГМ.ХД.9323; КТМ.П.16-110.9; КТМ.Н.8-26.3; КТМ.С.30-25.2; КТМ.Э.С16-60.4). Реализуемость в производственных условиях и высокая эффективность разработки подтверждены многочисленными промышлешшми испытаниями и результатами деятельности ГНПП "Кампазгг". При одной и той же себестоимости изделия из дисперсно-упрочненных материалов по стойкости более, чем в 2 раза, превосходят серийные. Общий экономический эффект от внедрения результатов разработки составляет 27 085 232 980 рублей (на 1.01.1998 г.).

Закономерности формирования фазового состава, структуры и свойств материалов, установленные для алюминиевых и медлых материалов, носят универсальный характер, что позволяет их интерпретировать на материалы на основе других металлов. Наиболее актуальной является разработка жаропрочных материалов на основе никеля, титана, железа, а также тугоплавких элементов.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Впервые проведена разработка теоретических и технологических основ создания порошковых механически легированных дисперсно-упрочненных материалов различного назначения с повышенными физико-механическими свойствами, базирующаяся на комплексном исследовании превращений, закономерностей и механизмов формирования фазового состава, структуры и свойств на всех стадиях их получения [2-7, 10-15, 18, 22, 23, 25-28, 34, 39. 43, 44,47, 50,51,53,54, 59,62].

2. Разработана модель реакционного механического легирования; показа но, что развитию механохимических превращений в разбавленных твердофаэ ных системах предшествует гомогенизация композиции, обусловленная де формационным и диффузионным перемещением компонентов. Проведен оценка диффузионного массопереноса, вызванного неравновесными точечны ми дефектами деформационной природы и адиабатическим разогревом меха нохимических экзотермических реакций, и установлено, что в результате дей ствия первого фактора мгновенный коэффициент диффузии повышается н несколько порядков, приближаясь к значению в состоянии предплавленш под действием второго фактора в системах с энергией Гиббса взаимодействи между компонентами <-200 кДж/моль атомов температура повышается д t>0,5 Тля основы. Это делает возможным протекание как зернограничной, так объемной диффузии. Разработана математическая модель тепломассоперенос и гетерогенных реакций при реакционном механическом легировании и покг зано, что наиболее типичным случаем процесса в разбавленных системах яр ляется периодически возобновляющееся взаимодействие между компоненте ми, обусловленное угасанием реакции из-за теплопотерь, и последующее ини циирование ее импульсным механическим воздействием на частицу [2, 11, 12 17,19-21,24, 57,58", 61,68]

3. Доказано, что при реакционном механическом легировании также, ка и при последующей термической обработке композиций, в гетерогенных ра: бавленных системах получают развитие фазовые превращения, уменыиающи свободную энергию системы, и для моделирования фазового состава материг лов приемлем термодинамический анализ равновесных процессов. Скорость полнота протекания однотипных реакций возрастают с уменьшением значе ния энергии Гиббса взаимодействия между компонентами. Впервые теорета чески обоснована и экспериментально доказана перспективность исгшльзош ния в качестве легирующих компонентов при производстве дисперснс упрочненных материалов, основанном на реакционном механическом легирс вании, различных групп химических веществ, содержащих О, С, N, и вклк чающих оксиды, гидроксиды, карбонаты, нитраты, органические соединени и др., что позволило создать жаропрочные конструкционные материалы с пс вышешшми физико-механическими свойствами, которые по прочностны характеристикам примерно в 1,5 раза превосходят аналоги. Полученные pt зультаты носят приоритетный характер и защищены авторскими свидетельст вами и патентами [1,2,11,13-15, 18,22, 25-28, 34,39, 45,48, 50, 51, 53, 59, & 72, 74-80].

4. Изучено влияние условий механического легирования на протекали фазовых и структурных превращений и показано, что для PMJ1 эффективн; механореакгоры вибрационного типа, обеспечивающие энергонапряженноет обработки 0,1-0,2 Дж/г, при этом оптимальными условиями процесса являю: ся: заполнение помольной камеры рабочими телами 70-80 %, отношение обт

ема рабочих тел к объему шихты 8-12, температура в помольной камере <100 °С, нормальное ускорение рабочих тел 120-150 м - с"2, достигаемое при амплитуде колебаний 4,5-6,0 мм и частоте колебаний помольной камеры 2230 с"1. Установлено, что в реакционноспособных композициях имеют место фазовые механохимические превращения, вызывающие образование твердых растворов и соединений. Наибольшее развитие они получают в поверхностном слое гранул толщиной 0,3 мм, и все факторы, активизирующие измельчение компонентов, способствуют их протеканию. Показано, что формирование твердого раствора включает: образование неоднородного по составу квазираствора, формирование нескольких твердых растворов разной концентрации, гомогенизацию. При легировании гидроксидами, карбонатами, нитратами они диссоциируют с образованием оксидов, являющихся компонентами последующих механохимических превращений. Окислительно-восстановительные процессы активно протекают при энергии Гиббса взаимодействия <-200 кДж/моль атомов О и происходят поэтапно: высший оксид - низший оксид -восстановленный элемент, что указывает на основную роль теплового фактора в активации механохимических превращений. Образование карбидов и нитридов имеет место в системах с энергией Гиббса взаимодействия <-50 кДж/моль атомов С и <-250 кДж/моль атомов N соответственно. Высокое упрочнение достигается легированием органическими веществами. Фазовым превращением в этих системах предшествует деструкция легирующей добавки. Проведен термодинамический анализ превращений в широком кругу перспективных многокомпонентных систем и рассчитан количественный фазовый состав материалов. [2,11-14, 22,26, 30,43, 44, 64-80].

5. Показано, что механически легированные композиции являются термодинамически неравновесными дисперсно-упрочненными системами, основа которых представляет собой негомогегошй пересыщенный твердый раствор и имеет структуру субмикрокристаллического типа, формирующуюся в результате протекания процессов динамической рекристаллизации и характеризующуюся большой протяженностью границ зерен и субзерен, стабилизированных ультрадисперсными выделениями (d<5 нм) механически синтезированных соединений. Они, как правило, относятся к промежуточным фазам, рентгеноа-морфны и независимо от их состава приводят к дисперсному упрочнению. Основные параметры структуры: размер зерен <100 нм, размер блоков <50 нм, плотность дислокаций <1011 см"2, искажение кристаллической решетки <3 • 10~3. Отжиг механически легированных композиций сопровождается термодинамически разрешенными превращениями, приближающими фазовый состав к равновесному, который достигается после обработки при t>0,75 Тш основы. Микрокристаллический тип строения основы сохраняется после длительного термического воздействия при температурах не менее 0,8 Тщ основы. Рост большинства интерметаллидов до величины >100 нм отмечается при t >0,7 Tmi основы, карбидов и боридов - t>0,8 TIL4 основы, оксидов алю-

миния, бериллия, магния - 1>0,9 Тпп основы. Компактированис горячш прессованием при г-0,8 Тщ, не оказывает влияния на фазовый состав материа лов. [2,11,13,15,18, 23,26-28, 62,63].

6. Разработана типовая технология получения ДУКМ, включающая РМ1 при энергонапряженности режима обработки 0,1-0,2 Дж/г и суммарной доз поглощенной энергии 4-8 кДж/г; отжиг механически легированной компози ции в течение 2-3 ч в защитной атмосфере или вакууме при И(0,75-0,85)ТГ основы; изготовление полуфабрикатов горячим прессованием при ^(0,75-0,85) Т1Ш основы с коэффициентом вытяжки >10. Она может быть применен для производства алюминиевых, медных, железных, никелевых, кобальтовых1 др. Материалы, изготовленные по оптимальной технологии, имеют основ) представляющую собой пересыщенный твердый раствор со структурой мик рокристаллического типа, характеризующейся следующими параметрам! размер зерен <0,5 мкм, размер блоков <50 нм, плотность дислокаций »1С см"2. Размер синтезированных при реализации процесса термодинамическ стабильных оксидов и нитридов составляет <20 нм, карбидов и интерметал лидов -<100 нм. [2-11, 13, 15, 18, 23, 26-29, 33, 35, 38, 40-42, 44, 49, 52-54, 55 62-80].

7. Изучен механизм упрочнения материалов, полученных с применение? реакционного механического легирования и установлено, что он является ком плексным и сочетает зернограничное и дисперсное. Нанометрические включе ния вторичных фаз стабилизируют микрокристаллический тип структуры, чг определяет высокое упрочнение материалов, стойкость их против отжига ] жаропрочность. По основным характеристикам прочности они примерно в 1, раза превосходят аналоги и имеют температуру начала рекристаллизаци г 0,85 Тщ, основы. Отжиг и пластическое деформирование материалов приво дат к частичному распаду пересыщенного твердого раствора и выделению ин терметаллидов в дисперсном виде. Пластическое деформирование вызывае увеличение количества линейных дефектов и измельчение зерен основы, обу словленное протеканием процессов динамической рекристаллизации. [2, 13 16,23,26-28,51,55, 56,60].

8. Проведена оптимизация состава, а также технологических условий по лучения ряда материалов различного назначения. При этом созданы высоко прочные алюминиевые материалы, имеющие <хв^750 МПа, ст|оо>120 МПа жаропрочные алюминиевые материалы с низким значением коэффициента ли нейного расширения: а= (17-18)-10"*5 град"1 и ¿гв>500 МПа, а о^00 >23' МПа; жаропрочные материалы низкой плотности р <2,4 г/см3 и сгв^бОО МПа жаропрочные материалы с содержанием до 40 % бора, имеющие эффективно сечение захвата тепловых нейтронов до 290 барн и сгв^350 МПа; дисперс но-упрочненные материалы на основе систем А1-РЗМ с сгв>650 МПа и высо кими значениями электро- и теплопроводности; ДУКМ на основе системы А1

Pb с ста ä 380 МПа, обладающие высокой несущей способностью и стойко-лъю против отжига при t<450 °С. Алюминиевые материалы и способы их получения защищены авторскими свидетельствами, успешно прошли опытно-промышленную проверку в научно-производственных объединениях ВИЛС, ВИАМ, "Композит" (г.Москва), ИЯЭ АН БССР и рекомендованы для промышленного внедрения. Разработаны, защищены авторскими свидетельствами и патентами способы получения медных дисперсно-упрочненных материалов с повышенными физико-механическими свойствами для работы в жестких температурно-силовых условиях. Технология (ТП № КТМ.ХД.8915; КТМ.ХД.9323; КТМ.П. 16-110.9; КТМ.Н.8-26.3; КТМ.С.30-25.2; КТМ.Э.С16-60.4; КТМ.ХД.8807) внедрена на ГНПП ММИ "Кампаз1т", специализирующемся на производстве изделий электротехнического назначения. Разработано, изготовлено специализированное оборудование и освоено производство электродов контактной сварки, токоподводящих наконечников сварочных полуавтоматов, сопел плазмотронов, электрод-инструмента для электроэррози-онной обработки, обеспечивающее предприятия Республики Беларусь этими изделиями. Замена традиционных электродных материалов на разработанные увеличивает стойкость электродов контактной сварки и токоподводящих наконечников минимум в 2 раза. Общее количество изделий различного назначения, изготовленных по результатам разработки, превышает 600 000 штук; экономический эффект от ее применения составляет 27 085 232 980 рублей (на 1.01.1998 г.). [2-9,11, 13, 22, 25-29, 31-33, 35-38,41, 42,46, 48, 49, 51-54, 59,62-80].

Список опубликованных автором работ по теме диссертации

1. Химико-термическая обработка металлокерамических материалов/ Л.Г.

Вороппшн, Л.С.Ляхович, Ф.Г.Ловшенко, Г.Ф.Протасевич.- Минск: Наука и техника, 1977 - 272 с.

2. Витязь П.А., Ловшенко Ф.Г., Ловшенко Г.Ф. Механически легированные

сплавы на основе алюминия и меди,- Минск: Беларуская навука, 1998.352 с.

3. Lowschenko F., Kutner F., Jangg G. Eigenschaften von dispersionsgeharteten Al-

AL^-Werkstoffen// Planseebericbte für Pulvermetallurgie.- 1977.- В 25, № 3,- S. 205-213.

4. Lowschenko F., Kutner F., Jangg G. Dispersionsgeliartete Cu-MgO-Werkstoffe//

Planseeberichte für Pulvermetalurgie.-1977,- B.25, № 4 - S. 297-302.

5. Ловшенко Ф.Г., Янгг Г. Исследование процесса получения дисперсно-

упрочненных сплавов системы ашоминий-углерод// Порошковая металлургия.- 1978,- № 9,- С. 39-44.

6. Ловшенко Ф.Г., Янгт Г. Исследование процесса получения дисперсно-

упрочненных сплавов системы алюминий-углерод// Порошковая металлургия.- 1978,- № 10.- С. 54-58.

7. Ловшенко Ф.Г., Янгг Г. Исследование процесса получения и изучение

свойств дисперсно-упрочненных сплавов системы "медь-оксид магния"// Порошковая металлургия - 1979.- № 3,- С. 34-37.

8. Горобцов В.Г., Ловшенко Ф.Г., Матвеев Б.Н. Изготовление компо-

зиционного материала "алюминий-углерод" и некоторые его свойства// Горячее прессование: Сб. ст. - Новочеркасск, 1979.- С.106-108.

9. Ловшенко Ф.Г., Карака С.С., Колесников A.A. Исследование режимов из-

готовления и некоторые механические свойства дисперсно-упрочненного сплава "алюминий-углерод"// Порошковая металлургия: Сб.ст. -Минск: Вышэйшая школа, 1980.- С.50-56.

10. Оптимизация получения дисперсно-упрочненных сплавов на основе меди/

Ф.Г.Ловшенко, З.М.Ловшенко, Г.Ф.Ковалевский, Ю.Й.Калмыков// Порошковая металлургия.- 1983,- № 4.- С.56-59.

11. Ловшенко Ф.Г. Применение механохимии в порошковой металлургии// Ресурсосберегающие технологии и оборудование в машиностроении, сварочном производстве и строительстве: Сб. науч. трудов,- Минск. 1991,- Ч.1.- С.141-148.

12. Ловшенко Ф.Г., Пацей В,Ф. Влияние органических добавок на фазовый

состав, структуру и свойства композиционных материалов на основе алюминия// Ресурсосберегающие технологии и оборудование в машиностроении, сварочном производстве и строительстве: Сб. науч. трудов,-Минск. 1991,-Ч.1.-С.141-148.

13. Ловшенко Ф.Г. Получение алюминиевых материалов с применением ме-

тода механического легирования// Технологические проблемы измельчения и механоактивации: Сб. Материалы научн.-техн. семинара стран содружества., Могилев 21-23 окт. 1992 - Могилев, 1993,- С.86-108.

14. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Пацей В.Ф. Процессы, протекающие при

обработке алюминиевого порошка в трибореакторе и их влияние на свойства полуфабрикатов// Технологические проблемы измельчения и механоактивации: Сб. Материалы научн.-техн. семинара стран содружества., Могилев 21-23 окт. 1992,- Могилев, 1993.-С.108-116.

15. Формирование структуры и свойств медных сплавов, получаемых механическим легированием. Ф.Г. Ловшенко, А.И. Хабибуллин, И.А. Лози-ков, Г.Ф. Ловшенко.// Технологические проблемы измельчения и механоактивации: Сб. Материалы научн.-техн. семинара стран содружества. Могилев 21-23 окт. 1992.- Могилев, 1993.- С. 108-116.

16. Напряжение течения и эволюция структуры композиционного материала

медь-алюминий-кислород в ходе пластической деформации. Э.В .Козлов. Ю.Ф.Иванов, Ф.Г.Ловшенко и др.// Актуальные проблемы прочности Сб. Материалы XXIX Междунар. семинара,-Псков, 1993,- С.221-225.

17. B.B.Khina, B.M.Khusid, F.G.Lovshenko. Mechanism of Solid-State Transformation during reaction ball Milling// Proc. of an International Conferense on Solid-to-Solid Phase Transformation.- Pensylvania (USA), 1994,- P. 975-980.

18. Физико-химические процессы образования сплавов при механическом легировании. Стадия реакционного спекания гранул/ Ф.Г. Ловшенко, ОБ.Перевалова, Ю.Ф.Иванов и др.// Физика и химия обработки материалов,- 1994-№6- С. 121-125.

19. Lovshenko F.G., Starenchenko V.A., Kozlov E.v. Estimation of influence of Plastic Deformation on Particles on diffusion Processes in the Mechanically Alloyed Composition// Dispersion Strengthened Materials: Proc. of the 3th International Symposium.- Cheboksary, 1995,- P. 44-49.

20. Lovshenko F.G., Khusid B.M., Khina B.B. Influence of Exotermal Interaktion of

Components on Structure Formation during Mechanical Alloying// Dispersion Strengthened Materials: Proc. of the 3th International Symposium.-Cheboksary, 1995.-P.69-74.

21. Хина Б.Б., Ловшенко Ф.Г., Ловшенко Г.Ф. Механизм твердофазных пер-

вращений при механическом легировании// Механохимия и механическая активация: Доклады междунар. науч. сем.- С-т. Петербург, 1995,-С. 18-22.

22. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко Г.Ф. Механические превращения на основе системы "медь-кислород" и их влияние на фазовый состав, структуру и свойства материалов// Механохимия и механическая активация: Доклады междунар. науч. сем.- С-т. Петербург, 1995,- С.47-49.

23. Физико-химические процессы образования сплавов при механическом легировании. Ф.Г. Ловшенко, Ю.Ф. Иванов, О.Б. Перевалова и др. // Физика и химия обработки металлов,- 1996,- № 5.- С.121-127.

24. Витязь П.А., Ловшенко Ф.Г., Старенченко В.А. Роль неравновесных де-

фектов деформационной природы в формировании структуры сплавов при механическом легировании// Материалы, технологи, инструменты. -1996,-№4,-С. 88-91.

25. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Ловшенко Г.Ф. Формирование фазового

состава, структуры и свойств дисперсно-упрочненных алюминиевых материалов низкой плотности, получаемых с применением механического легирования// Информационный бюллетень БелАлит,- 1997,- №10.- С.27-32.

26. Fundamental formation laws of phase composition, structure and properties of

aluminium materials manufactured by mechanical alloying. P.A.Vitiaz, F.GXovshenko, Z.M.Lovshenko and G.F.Lovshenko// Advanced Performance Materials.- 1997,- № 4,- P.325-336.

27. Ловшенко Ф.Г. Закономерности формирования фазового состава, структуры и свойств дисперсно-упрочненных механически легированных

алюминиевых сплавов// Материалы, технологии, инструмент,- 1997.- № 4,- С.84-87.

28. Ловшенко Ф.Г. Получение, структура и свойства механически легирован-

ных алюминиевых материалов низкой плотности// Материалы, технологии, инструмент.- 1998,- № 1.- С.13-17.

29. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Теймуразян С.А. Разработка технологии

изготовления спеченных дисперсно-упрочненных сплавов на основе меди// Пути снижения расхода металла на станкостроительных предприятиях БССР: Тез. докл. науч. конф., Витебск, 18-19 февр. 1982 - Витебск,- С.39-40.

30. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Пацей В.Ф., Высоцкий В.Т. Получение дисперсно-упрочненных композиций механическим легированием алюминия в вибромельнице// Применение порошковых композиционных материалов и покрытий в машиностроении: Тез. докл. Уральской региональной конференции.- Пермь, 1985,-С.41-42.

31. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Хабибуллин А.И. Применение дисперсно-упрочненных материалов - эффективный метод повышения стойкости электродов для точечной сварки// Применение ресурсосберегающих технологий и оборудования в сварочном производстве: Тез. докл. науч конф. - Минск, 1985,- С.20-21.

32. Повышение стойкости электродов для контактной сварки. Ф.Г. Ловшенко.

З.М. Ловшенко, А.И. Хабибуллин, В.Ф.Пацей// Технологические процессы и оборудование для упрочнения деталей машин, инструмента и технологической оснастки: Тез. докл. науч. конф. - Минск, 1985,- Ч.1.- С.51-52.

33. Ловшенко Ф.Г., Пацей В.Ф. Технология получения и свойства дисперсно-

упрочненных композиционных материалов на основе системы "алюминий-кремний"// Новые материалы и упрочняющие технологии не основе прогрессивных методов термической и химико-термической обработки в машиностроении: Тез. докл. науч. конф.,Тольяти, 22-24 сент 1986.-М., 1986,- С.53-54.

34. Ловшенко Ф.Г., Пацей В.Ф. Влияние адсорбированной воды на свойстве

дисперсно-упрочнешюго алюминия, полученного механическим легированием// Применение порошковых композиционных материалов и покрытий в машиностроении: Тез.докл. Уральской региональной конф,-Пермь, 1987,-С.23-24.

35. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М. Получение и свойства жаропрочных ком

позиционных материалов на основе алюминия// Применение порошко вых композиционных материалов и покрытий в машиностроении Тез.докл. Уральской региональной конф.- Пермь, 1987,- С.86-87.

36. Ловшенко Ф.Г., Покатилов С.Е. Получение свойства спеченных сталей легированных бором// Применение порошковых композиционных мате

риалов и покрытий в машиностроении: Тез.докл. Уральской региональной конф.- Пермь, 1987,- С.87-88.

17. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Лозиков И.А. Применение дисперсно-упрочненной меди в качестве сварочного материала// 100-летие изобретения сварки по методу Н.Г.Славянова и современные проблемы развития сварочного производства: Тез. докл. Всесоюзной конф., Пермь, 14-16 сенг. 1988.-Пермь, 1988,-С 76-77.

(8. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Лозиков И.А. Получение и свойства спеченных антифрикционных материалов на основе системы "алюминий свинец"// Современные проблемы трибохимии: Тез. докл. Всесоюзной науч.-техн. конф,- Николаев, 1988.- С.153.

19. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М. Исследование превращений в порошковых композициях при обработке в энергонапряженных мельницах// Проблемы обработки поверхностей деталей машин концентрированными потоками энергии: Тез. докл. науч.-техн. конф., Минск, 19 сент. 1988-Минск, 1988,-С.34.

Ю. Горячее прессование дисперсно-упрочненных гранулированных композиций на основе алюминия. Ф.Г. Ловшенко, З.М. Ловшенко, В.Ф. Пацей, С.Е. Покатилов// Горячее прессование в порошковой металлургии: Тез. докл. VII Всесоюзной науч.-техн. конф. - Новочеркасск, 1988,- С.63-64.

И. Получение и свойства композиционных материалов на основе алюминия. Ф.Г.Ловшенко, З.М. Ловшенко, В.Ф. Пацей. С.Е. Покатилов// Современные технологические процессы получения высококачественного изделия методом литья и порошковой металлургии: Тез. докл. межресп. науч.-практ. конф,- Чебоксары, 1989,- С.63.

\2. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Лозиков И.А. Получение и свойства материалов на основе меди// Современные технологические процессы получения высококачественного изделия методом литья и порошковой металлургии: Тез. докл. межресп. науч.-пракг. конф,- Чебоксары, 1989.-С.29.

13. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Пацей В.Ф. Исследование возможности

применения органических добавок при получении дисперсно-упрочненных материалов// Охрана труда и прогрессивные технологические процессы в литейном производстве, порошковой металлургии и машиностроении: Тез. докл. межресп. науч.-практ. конф,- Чебоксары, 1990,-Ч.2.- С.299.

14. Ловшенко Ф.Г. Влияние технологических факторов на фазовый состав, структуру и свойства дисперсно-упрочненных материалов на основе алюминия// Охрана труда и прогрессивные технологические процессы в литейном производстве, порошковой металлургии и машиностроении: Тез. докл. межресп. науч.-практ. конф.- Чебоксары, 1990,- Ч.2.- С.300-301.

45. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко Г.Ф. Влияние природы упрочняющей фазы на

свойства дисперсно-упрочненных алюминиевых сплавов// Высокоэффективное оборудование и технологические процессы упрочнения режущих инструментов и деталей-маши»; -Тез. докл.респ. науч.-техн. конф.- Могилев, 1990,- С.48.

46. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М. Лозиков И.А. Повышение стойкости элек-

тродов для контактной сварки// Высокоэффективное оборудование и технологические процессы упрочнения режущих инструментов и деталей машин: Тез. докл.респ. науч.-техн. конф,- Могилев, 1990.- С.49.

47. Ловшенко Ф.Г. Анализ процессов, протекающих при механическом леги-

ровании композиций на основе железа// Ученые и специалисты народному хозяйству области: Тез. докл. обл. науч.-техн. конф,- Могилев. 1991.-С.46.

48. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Лозиков И.А. Влияние упрочняющей фа-

зы на свойства дисперсно-упрочненной меди// Ученые и специалисть народному хозяйству области: Тез. докл. обл. науч.-техн. конф.- Могилев, 1991.-С.47.

49. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Покатилов С.Е. Получение, структура i

свойства сплавов системы "алюминий-бор"// Совершенствование суще ствующих и создание новых ресурсосберегающих технологий и обору дования в машиностроении: Тез. докл. респ. науч.-техн. конф.- Могилев 1991.-С.77.

50. Ловшенко Ф.Г., Пацей В.Ф. Влияние газовой фазы на фазовый состав структуру и свойства механически легированного алюминия// Совершен ствование существующих и создание новых ресурсосберегающих тех нологий и оборудования в машиностроении: Тез. докл. респ. науч.-техн конф.-Могилев, 1991.- С.78.

51. Ловшенко Ф.Г. Применение механического легирования в порошково] металлургии// Порошковая металлургия: Тез. докл. Всесоюзной межву зовской науч.-техн. конф,- Минск, 1991.- С.65.

52. Ловшенко Ф.Г. Получение дисперсно-упрочненных материалов типа СА(

механическим легированием// Порошковая металлургия: Тез. докл. Все союзной межвузовской науч.-техн. конф,- Минск, 1991.- С.64.

53. Ловшенко Ф.Г. Внутреннеокис ленные медные сплавы, полученные меха

ническим легированием// Ученые и специалисты народному хозяйств; области: Тез. докл. обл. науч.-техн. конф., Минск, 19-20 мая 1993. Минск, 1993,- С.68.

54. Получение высокопрочных алюминиевых сплавов низкой плогаоетт Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Пацей В.Ф., Ловшенко Г.Ф.// Ученые специалисты народному хозяйству области: Тез. докл. обл. науч.-Texi конф., Минск, 19-20 мая 1993,- Минск, 1993,- С.68.

5. Ловшенко Ф.Г., Иванов Ю.Ф., Козлов Э.В. Анализ природы упрочнения

композиционных сплавов на основе меди// Экология и ресурсосбережение: Тез. докл. респ. науч.-техн. коиф., Могилев 16-17 нояб. 1993,- Могилев, 1993,- С.130.

6. Влияние пластической деформации на структуру и фазовый состав компо-

зиционных сплавов на основе меди. Ф.Г.Ловшенко, Э.В.Козлов, Ю.Ф.Иванов, О.Б.ПереваловаII Тез. докл. респ. науч.-техн. конф., Могилев 16-17 нояб. 19993,-Могилев. 1993,- С.131.

17. F.G. Lovshenko, V.A. Starenchenko and E.V.Kozlov. Estimation of influence of plastic deformation of oarticles on diffusion processes in the mechanically alloyed composition.// Dispersion strengthened materials: Proc. the 3-d Int. Sump.- Cheboksary, 1993,-P.6.

¡8. F.GXovshenko, B.M.Khusid and B.B.Khina. Influence of exotermal of components on structure formation during mechanical alloying// Dispersion strengthened materials: Proc. the 3-d Int. Sump.- Cheboksary, 1993 - P.7.

19. Ловшенко Ф.Г. Основные закономерности формирования структуры и свойств композиционных материалов, получаемых механическим легированием// Новые материалы и технологии: Тез. докл. науч.-техн. конф.-Минск, 1994,-С.37.

¡0. Эволюция структуры композиционных материалов при пластической деформации. Ф.Г. Ловшенко, Г.Ф. Ловшенко, Ю.Ф. Иванов, Э.В. Козлов// Проблемы качества и надежности машин: Тез. докл. респ. науч.-техн. конф,- Могилев, 1994,- С. 102

Я. Ловшенко Ф.Г., Хина Б.Б., Ловшенко З.М. Математическая модель тепло-массопереноса и гетерогенных ракций при механическом легировании// Проблемы качества и надежности машин: Тез. докл. респ. науч.-техн. конф - Могилев, 1994,- С. 102

>2. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Ловшенко Г.Ф.. Закономерности формирования фазового состава, структуры и свойств механически легированных бронз// Создание ресурсосберегающих машин и технологий: Тез. докл. респ. науч.-техн. конф., Могилев 24-25 окг. 1996,- Могилев, 1996.4.1..- С.54.

>3. Ловшенко Ф.Г., Ловшенко З.М., Пацей В.Ф. Получение и свойства дисперсно-упрочненных алюминиевых сплавов// Создание ресурсосберегающих машин и технологий: Тез. докл. респ. науч.-техн. конф., Могилев 24-25 окг. 1996,- Могилев, 1996,- 4.1..- С.54.

54. A.c. 930823 СССР, МКИ3 В 22 F 9/00, С 22 С 21/00. Способ получения спеченных дисперсно-упрочненных сплавов/ Ф.Г.Ловшенхо, З.М. Ловшенко, Г.Ф.Ковалевский. .- № 2928470/22-02; - Заявлено 20.05.80; Опубл. 23.05.82, Бюл. № 19 // Открытия. Изобретения,- 1982,- № 19,-С.283.

65. A.c. 1448531 СССР, МКИ4 В 22 F 9/04. Способ получения дисперсно-упрочненных материалов на основе алюминия/ Ф.Г .Ловшенко, З.М.Ловшенко.- №> 4032697/31-02; Заявлено 27.01.86; Опубл.ЗО.12.88, Бюл. № 48// Открытия. Изобретения,- 1988,- № 48,- С.279.

66. A.c. 1385394 СССР, МКИ4 В 22 F 9/04, 3/20. Способ получения дисперс-

но-упрочненного алюминия/ Ф.Г.Ловшенко, З.М.Ловшенко, В.Ф.Пацей,-№ 4003889/22-02; Заявлено 8.01.86; 0публ.30.03.88, Бюл. № 12// Ошры-тия. Изобретения,- 1988,- № 12,- С.249.

67. A.c. 1482770 СССР, МКИ4 В 22 F 3/20, 1/00, С 22 С 1/04. Способ получе-

ния спеченного дисперсно-упрочненного материала на основе мед» Ф.Г.Ловшенко, З.М.Ловшенко, А.И.Хабибуллин,- № 4141689/23-02; Заявлено 27.08.86; Опубл. 30.05.89. Бюл. № 20// Открытия. Изобретения.-

1989,- № 20,- С.48.

68. A.c. 1510222 СССР, МКИ4 В 22 F 9/04. Способ получения дисперсно-упрочненных материалов на основе алюминия/ Ф.ГЛовшенко З.МЛовшенко,- № 4254823/31-02; Заявлено 21.04.87; 0публ.23.09.89 Бюл. № 35// Открытия. Изобретения,- 1989,- № 35,- С.288.

69. A.c. 1506745 СССР, МКИ4 С 22 F 3/20, 9/04. Способ получения дасперс

но-упрочненных материалов на сонове алюминия/ Ф.Г.Ловшенко З.М.Ловшенко. - № 4241825/31-02; Заявлено 11.05.87; 0публ.7.09.89 Бюл. № 33// Открытия. Изобретения,- 1989,- № 33,- С.281.

70. A.c. 1591309 СССР, МКИ5 В 22 F 9/0. Получение дисперсно-упрочнен

ного алюминия/ Ф.Г.Ловшенко, З.М.Ловшенко,- № 4688425/31-02; Заяв лено 6.03.89; 0публ.7.09.90., Бюл. № 33// Открытия. Изобретения.

1990,-№33,- С.284.

71. A.c. 1637138 СССР, МКИ5 В 22 F 3/00. Способ получения дисперсно упрочненного алюминия/ Ф.ГЛовшенко, З.М.Ловшенко,- № 4688426/02 Заявлено 6.03.89; Опубл.23.03.91., Бюл. № 11// Открытия. Изобретения.

1991,-№11,-С.193.

72. A.c. 1600133 СССР, МКИ5 В 22 F 1/00. Способ получения дисперсно упрочненного алюминия/ Ф.Г.Ловшенко, З.М.Ловшенко, В.Ф.Падей,- N 4641544/31-02; Заявлено 26.01.89; Опубл.15.10.90., Бюл. №38// Откры тия. Изобретения,- 1990,- № 38,- С.260.

73. Пат. 2037581 Россия, МКИ В 22 F 9/04, С 22 С 1/04. Способ получена композиционных материалов системы алюминий-бор/ Ф.Г.Ловшенкс З.М.Ловшенко, С.Е.Покатилов,- 4246768/02; Заявлено 26.09.89; Олуб; 30.10.91//Изобретения,-1991,- № 38,- С. 217.

74. A.c. 1725489 СССР, МКИ5 В 22 F 3/20, С 22 с 1/04. Способ получени дисперсно-упрочненных сплавов на основе меди/ Ф.Г.Ловшенкс И.А.Лозиков,- № 4783962/02; Заявлено 08.12.89; 0публ.25.04.93, Бюл.^ 13//Изобретения,- 1993,-№ 13,- С.281.

75. Пат. 1797218 СССР, МКИ 5 В 22 F 9/04, С 22 С 1/05. Способ получения

дисперсно-упрочненных алюминиевых сплавов/ Ф.Г.Ловшепко, З.МЛовшенко. 4892141/02; Заявлено 17.12.90; Опубл.23.03.93У/ Изобретения,- 1992,- № 6,- С.189.

76. Пат. 1803268 СССР, МКИ 5 В 22 F 9/04, С 22 С 1/05. Способ получения

дисперсно-упрочненного композиционного материала на основе алюминия/ Ф.Г.Ловшенко, И.А.Лозиков, Г.ФЛовшенко.- № 4884283/02; Заявлено 9.11.90; 0публ.23.03.93//Изобретения,- 1993,- № П.- С.64.

77. A.c. 1785145 СССР, МКИ 5 В 22 F 9/04. Способ получения дисперсно-

упрочненных алюминиевых сплавов/ Ф.Г.Ловшенко, Г.Ф.Ловшенко,- № 4888521/02; Заявлено 6.12.90; Опубл.ЗО. 12.92., Бюл.№ 48// Изобретения,-1992,- № 48,- С.192.

78. Пат. 2000882 Россия, МКИ 5 В 22 F 1/00, В 22 F 3/20. Способ получения

дисперсно-упрочненной меди/ Ф.Г.Ловшенко, З.М.Ловшенко, Г.Ф.Ловшенко.- № 5004856/02; Заявлено 01.07.91; Опубл. 15.10.93// Изобретения,- 1993,-№ 37-38.-С.87.

79. Пэт. 2001715 Россия, МКИ 5 В 22 F 1/00. Способ получения дисперсно-упрочненных алюминиевых сплавов/ Ф.Г.Ловшенко, З.М.Ловшенко,- № 4898963/02№ Заявлено 03.01.91; 0публ.20.10.93// Изобретения,- 1993.-№ 39-40. С.42.

80. Пат. 2064368 Россия, МКИ В 22 F 3/20, С 22 С 1/10. Способ получения дисперсно-упрочненных материалов на основе меди/ Ф.Г.Ловшенко, З.М.Ловшенко, Г.ФЛовшенко,- № 5035022/02; Заявлено 31.03.92; Опубл. 27.07.96/ Изобретения.- 1996,- №21. С.56.

РЭЗЮМЭ

ЛАУШЭНКА ФЕДАР РЫГОРАВ1Ч. ТЭАРЭТЫЧНЫЯ I ТЭХНАЛАПЧНЬ АСНОВЫ СТВАРЭН11Я БАРАШКОВЫХ ,МЕХАШЧНА ЛЕПРАВАНЬ АЛЮМППЕВЫХI МЕДНЫХ МАТЭРЫЯЛАУ.

Клгочавыя словы: тэорыя, тэхналопя, парапта, мехатчнае леправаи псратварэнш, аптымгзацыя, састау, структура, ynacnuiacui, матэрыялы, ска[ станке.

Аб'ект даследвання - парашковыя мехашчна леправаныя дысперс умацаваныя ашоминевыя i медныя матэрыялы.

Цэль даследвання - распрацо^ка тэарэтычных i тэхналапчных асг стварэння дысперсна-умацаваных кампазщыйных матэрыялау з павышань фiз¿кa-мexaнiчнымi уласщвасцям1.

3 ужываннем стандартных метадау тэарэтычна i эксперыментальна дас даваны на ycix тэхналапчных стадыях атрымання фазавы састау, структур уласщвасш мехашчна леправаных матэрыялау. Даказана, шго у разбаулен кампазщыях мехашчнае уздзеянне, што шматразова паутараецца, прыводз да развщця фазавых перстварэнгог^, наюраваных на змяньшэшге свабод! 3Heprii с1стэмы, вызначаны ix мехашзм i кшстыка. Створана мадэль то ила: сапераносу i механа хш1чных рэакцый, наказана роля у гэтым працэссе нер навагавых кропкавых дэфектау i адыябатычнага разагрэву, вызначаны ме шзм ¿шцьиравання.

Распрацаваны метадалапчны падыход да выбару лелруючых кампан тау. Даказана, што у якасщ пастаушчыкоу О, С, N пры вытворчасщ дысперс умацаваных матэрыялау перспсктыунас выкарыстганне нестаб1яьных акал пдраксщау, карбаната^, штратау, аргашчных злучэнняу.

Паказана, што мехашчна леправаныя кампазщьи з'яуляюцца тэрмады лнчна нераунавагавьтп сютэмамт Адпал i гарачае прасаванне ix суправад: юцца фазавым1 ператварэнням1, ягая набликаюдь сютэму да тэрмадынам1Ч] ра^навап. Пры гэтым захоуваецца раней сфарм1раваная мпсракрыстатчная дова асновы, стабшзаванае дисперсным! уключэнням1 другасных фаз. Вы лены асноуныя параметры структуры, уласщвасцей i мехашзм умацавання тэрыялау.

Праведзена аптымвацыя саставу i тэхналогн атрымання шэрагу матэр: лау рознага прызначэння. Створана вытворчасць, асвоена i укаранена тэх логк вырабу дэталей элекгратэхшчнага прызначэння з мехашчна леправш медных матэрыяла^. Эканамлчны эффект ад ужыцця рэзультатау распрацс складае 27 085 232 980 py6ni (па 1.01.1998 г.).

РЕЗЮМЕ

ОВШЕНКО ФЕДОР ГРИГОРЬЕВИЧ. ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ И ТЕХНОЛОГИ-ЕСКИЕ ОСНОВЫ СОЗДАНИЯ ПОРОШКОВЫХ МЕХАНИЧЕСКИ ЛЕГИ-ЭВАННЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ И МЕДНЫХ МАТЕРИАЛОВ.

Ключевые слова: теория, технология, порошки, механическое легиро-шие, превращения, оптимизация, состав, структура, свойства, материалы, рименение.

Объект исследования - порошковые механически легированные дис-зрсно-упрочненные алюминиевые и медные материалы.

Цель работы - разработка теоретических и технологических основ соз-ания дисперсно-упрочненных композиционных материалов с повышенными изико-механическими свойствами.

С применением стандартных методов теоретически и экспериментально сследованы на всех технологических стадиях получения фазовый состав, груктура и свойства механически легированных сплавов. Доказано, что в азбавленных композициях многократно повторяющееся механическое воз-ействие приводит к развитию фазовых превращений, направленных на меныпение свободной энергии системы, установлен их механизм и кинети-а. Создана модель тепломассопереноса и механохимических реакций, пока-ша роль в этом процессе неравновесных точечных дефектов и адиабатиче-кого разогрева, установлен механизм инициирования.

Разработан методологический подход к выбору легирующих компонен-зв. Доказано, что в качестве поставщиков О, С, N при производстве дис-ерсно-упрочненных материалов перспективно применение нестабильных ксидов, гидроксидов, карбонатов, нитратов, органических соединений.

Показано, что механически легированные композиции являются термо-инамически неравновесными системами. Отжиг и горячее прессование их опровождаются фазовыми превращениями, приближающими систему к термодинамическому равновесию. При этом сохраняется ранее сформировав-юеся микрокристаллическое строение основы, стабилизированное дисперс-ыми включениями вторичных фаз. Установлены основные параметры струк-уры, свойств и механизм упрочнения материалов.

Проведена оптимизация состава и технологии получения ряда материа-ов различного назначения. Создано производство, освоена и внедрена тех-ология изготовления изделий электротехнического назначения из механиче-ки легированных медных сплавов. Экономический эффект от внедрения раз-аботки составляет 27 085 232 980 рублей (на 1.01.1998 г.).

SUMMARY

LOVSHENKO FYODOR GRIGORIEVICII. THEORETICAL AND TECHNC LOGICAL BASIS OF POWDER MECHANICALLY ALLOYED ALUMINRJ AND COPPER MATERIALS CREATION

Key words: theory, technology, powders, mechanical alloying, transformatior optimization, compound, structure, properties, materials, application.

Object of research - powder mechanically alloyed dispersion-strengthen aluminium and copper materials.

Aim of research - elaboration of the theoretical and technological basis creation of the dispersion-strengthened compositional materials with higher physic and mechanical properties.

The phase compound, structure and properties of mechanically alloyed mate als have been investigated theoretically and experimentally at all technological stag of their obtaining with application of standard methods. It has been proved that the diluted compositions reiterating mechanical effect results in development phase transformations directed on decreasing free energy of a system. It has esta lished their mechanism and kinetics. A model heat-mass transferring and mechanic; chemical reactions has been created. The role of non-equilibrium dot defects a adiabatic heating has been shown in this process. The mechanism of initiation h been established.

The methodological approach to the selection of alloying components has be developed. It has been proved that it is perspective to use unstable oxides, hydrc ides, carbonates, nitrates and organic compositions as O, C, N suppliers wh manufacturing dispersionally-strengthened materials.

It has been shown that mechanically alloyed compositions are non-equilibrii systems from the thermodynamic point of view. Their annealing and hot pressing are accompanied by phase transformations approximating the system to thermoc namic equilibrium. In addition microcrystalline structure of a basis stabilized by d persive actuations of secondary phases is saved before. The main parameters of t structure, properties and mechanism of strengthening the materials have been est; lished.

The optimization of the compound and technology of obtaining of a broad nu ber of materials of various functions has been carried out. The manufacturing \ been created, technology of producing the items of electrotechnical allocation frc mechanically alloyed copper materials has been mastered and launched. The e( nomic effect from the introduction of the research make up 27 085 232 980 rouble of January 1,1998 prices.