автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Исследование и разработка композиционных материалов на основе алюминиевых сплавов, полученных методом механического легирования

На правах рукописи

Солонин Алексей Николаевич

Исследование и разработка композиционных материалов на основе алюминиевых сплавов, полученных методом механического легирования

Специальность 05.16.01 «Металловедение и термическая обработка металлов»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени ' кандидата технических наук

I г

Москва 2004

Диссертационная работа выполнена на кафедре металловедения цветных металлов в Московском государственном институте стали и сплавов (технологическом университете)

НАУЧНЫЙ РУКОВОДИТЕЛЬ: Доцент, кандидат технических наук Аксенов A.A.

НАУЧНЫЙ КОНСУЛЬТАНТ: Профессор, доктор технических наук Портной В.К.

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ: доктор химических наук, в.н.с. Стрелецкий А.Н. кандидат технических наук, в.н.с. Гершман Й.С.

ВЕДУЩЕЕ ПРЕДПРИЯТИЕ: ФГУПВИАМ

Защита диссертации состоится «29» апреля 2004 г в часов на заседании Диссертационного совета Д 212.132.08 при Московском государственном институте стали и сплавов (технологическом университете) по адресу: 119049, г. Москва, ГСГ1-1, Ленинский проспект, д.4, ауд. 436

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского государственного института стали и сплавов (технологического университета)

Справки по телефону:

Автореферат разослан « »_2004 г.

Ученый секретарь _ / /

Диссертационного совета, проф. C/t/LS^--Мухин С.И.

Введение

Актуальной ь работы

Метод механическою легирования (МЛ) позволяет создавать диспсрсноупрочненные композиционные материалы (КМ) на основе алюминиевых сплавов, которые способны рабо-гать длительное время при высоких температурах (> 300 - 350 °С). Однако, сам метод МЛ требует больших экономических затрат, связанных с трудоемкостью процесса и сложностью технологии Снижения себсс юимосга материалов, получаемых данным методом, можно достичь путем удешевления исходного сырья и оптимизации технологического процесса.

В качестве исходного сырья для производства КМ можно было бы использовать лом и отходы из широко используемых промышленных алюминиевых сплавов. Однако вопрос, посвященный получению дисперсноупрочненных КМ с применением в качестве матричного материала крупных частиц вторичного алюминиевого сырья, в литературе не изучен, и чаще всего в качестве основы для получения КМ методом МЛ используют специально изготовленные дисперсные порошки.

Кроме того, в процессе механического легирования КМ на основе алюминия и его сплавов возникает проблема интенсивной сварки 1ранул матричного сплава между собой и с мелющими телами и стенками барабана при обработке в мельнице. Обычно эту проблему решают с помощью органических поверхностно-активных веществ (ПАВ), что имеет ряд недостагков, из которых наиболее существенным является возникновение при высоких температурах водородной пористости в материале.

И, наконец, механизмы структурообразовання алюминиевых дисперсноупрочненных КМ, тем более получаемых из крупных исходных порошков, па разных стадиях их получения также являются практически не изученными.

Разработка технологии получения КМ без применения ПАВ, а также использование в качестве основы КМ (вмссю специально И31 отовленных дисперсных порошков матричных сплавов) крупных частиц вторичного сырья, позволило бы упростить схему получения КМ и снизить их себестоимость.

В связи с этим были поставлены следующие цели и задачи работы:

Установить возможность создания методом МЛ дисперсноупрочненных КМ на основе алюминиевых сплавов без применения ПАВ, а также с использованием крупных исходных частиц, в том числе вторичного сырья. Для этого было необходимо:

1. Выяснить механизмы влияния исходной структуры, химического и фазового состава крупных (до 5000 мкм) шихтовых материалов на структурообразование КМ при МЛ, а также провести исследование влияния параметров МЛ и последующего компактирования на формирование конечной структуры КМ. \ - ■ 'НИМ Я

А

2. Разработать рекомендации по выбору составов КМ и режимов их получения

3. Предложить для дальнейшего опробования и внедрения в производство элементов поршней двигателей внутреннего сгорания повышенной мощности новые экономичные КМ и технологии их получения.

Научная новизна

1 Впервые показана возможность использования крупных (до 5000 мкм) частил алюминиевых матричных сплавов и крупных в исходном состоянии (до 40 мкм) частил А120з и Я]С для получения методом МЛ дисперсноупрочненных КМ с однородной структурой без применения ПАВ.

2 Показано, что в результате обработки порошковых смесей разного состава в планетарном активаторе и их последующей консолидации формируется структура материалов, состоящая из зерен алюминиевого твердого раствора с линейным размером 25-100 нм, фаз матрично! о сплава различного происхождения (не крупнее 500 нм), а также керамических частиц, диспергированных в процессе обработки порошковых смесей или синтезированных во время обработки матричных частиц в воздушной атмосфере и имеющих линейные размеры < 1 мкм

3. На основе проведенных исследований и теоретического анализа предложена модель формирования структуры КМ в процессе МЛ, согласно которой важнейшими факторами, оказывающими влияние на прохождение процесса, являются исходная морфология и свойства порошковых составляющих Из модели следует, что для быстрого формирования оптимальной структуры дисперспоупрочненного КМ необходимо использовать частицы матричного сплава, отличающиеся наивысшей легированностью алюминиевого твердого раствора (более 3 ат.%) и высоким объемным содержанием (выше 15 об.%) хрупких фаз любого происхождения.

Практическая значимость работы

1 Для опробования и последующего внедрения в производство элементов поршней двигателей внутреннего сгорапия предложены КМ на основе сплава АК12М2МгН, упрочненные абразивными частицами вЮ и А^Оз, введенными в состав шихты, или оксидными частицами, синтезированными в процессе обработки матричного сплава в планетарном активаторе в воздушной среде Показано, что эти КМ обладают высокими значениями твердости при комнатной и повышенной температуре, низкими значениями линейного коэффициента термического расширения, и высокой термической стабильностью структуры и свойств.

2. Предложены технологические схемы получения КМ в две стадии, включающие в себя предварительное получение лигатуры, в том числе на основе сплава, отличного по составу от матричного, с большим (до 70 об.%) содержанием частиц упрочнителей, в том числе

синтезированных при обработке в воздушной атмосфере, и последующую совместную обработку в планетарном активаторе частиц матричпого сплава и лигатуры. Подобные технологические схемы позволяют уменьшить продолжительное rr, MJI при получении КМ в большом объеме и одновременно улучшить их качество

3 Рафаботан способ изготовления КМ на основе алюминия, включающий высокоэнергетическую механическую обработку исходного сырья, состоящего из предварительно измельченной стружки, например, сплава АК12М2МгН с частицами оксида алюминия в количестве 10 - 25 об % (или без них), и горячее прессование активированной смеси. Высоко-энер! етическую обработку указаппой смеси рекомендуется проводить в планетарном активаторе в барабанах с квазицилиндрическими мелющими телами в инертной (или воздушной атмосфере) без применения ПАП, юрячее прессование надо проводить при температуре 200400 °С, л перед горячим прессованием осуществлять холодное двухстороннее прессование до достижения, по меньшей мере, 80% теоретической плотности Композиционный материал на основе сплава АК12М2МгН и способ его получения защищен па i ентом РФ №2202643 от 26.09 2001.

Апробация работы. Основное содержание диссертационной работы отражено в 3 статьях. Отдельные материалы работы доложены на 1-й Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур. ПРОСТ - 2002», 16-18 апреля 2002, МИСиС, Москва и на конференциях "Materials Week 2001" и "Materials Week 2002", проходивших в г. Мюнхене, Германия. По результатам работы выдал патент РФ № 2202643 от 26.09.01.

Структура и обьем работы. Работа состоит из введения и 5 глав, изложена на 132 страницах машинописного текста, иллюстрирована 96 рисунками Библиография содержит 108 источников отечественной и зарубежной литературы.

1. Обзор литературы

Раздел содержит обзор литературных данных о технологиях получения дисперсноу-протненных КМ и о структуре и свойствах КМ на основе алюминия и его сплавов, полученных методом MJI. В нем проанализированы процессы, протекающие во время МЛ, а также данные о различных аппаратах для его проведения.

2. Методика исследований

В качестве матричных сплавов для создания КМ были выбраны алюминиевые сплавы систем Al-Cu, Al-Mg, Al-Si, Al-Cu-Mg, Al-Si-Cu, Al-Si-Cu-Fe-Ni, Al-Zn-Mg-Cu. В основу выбора было заложено условие, по которому все сплавы были разделены на группы (табл. 1)-

- многофашые, то есть содержащие в структуре, в закаленном состоянии, алюминиевый твердый раствор и избыточные фазы равного состава и количества;

- однофазные - содержание в структуре, в закаленном состоянии, в основном (>98-99 об.%) алюминиевый твердый раствор разного состава.

Таблица 1

Состав матричных сплавов КМ на основе алюминия, по данным химического анализа

Группа № Матричный сплав (ус- Содержание компонентов, % по массе

сплавов ловное обозначение) 81 Си М8 Мп гп Ие N1

1 А1-11%51 11,3 - - - - - -

а ж 2 АК12М2 12,0 2,2 0,2 0,3 - 0,8 -

1 § 3 АК12М2МгН 10,5 2,1 0,9 0,5 - 0,5 0,8

4 А1-19%Си - 19,0 - - - - -

о 5 А1-26%Си - 26,0 - - - - -

6 А1-33%Си - 33,0 - - - - -

7 А1-4%Си - 4,4 - - - - -

8 Д1 0,5 4,4 0,6 1,0 - - -

<и 3 9 Д16 - 4,4 1,5 0,7 - - -

X Я 10 АМг2 0,4 - 2,4 0,5 - - -

I 11 А1-4°/<Л^ 3,8

X 12 А1-5°/,А^ - - 4,7 - - - -

О 13 A]-10%Mg - - 9,7 - - - -

14 А1-16%Мя - - 15,8 - - -

15 1976 - 1,0 1,5 6,0 - -

Слитки матричных сплавов после закалки обтачивали на токарном или фрезерном станке для получения стружки, которую в дальнейшем использовали в качестве исходного материала для получения КМ. Применение стружки позволяет моделировать возможность использования вторичного сырья для получения КМ. Стружку матричных сплавов предварительно измельчали в планетарной мельнице до размера 500-5000 мкм в течение 0,5 - 2 мин. Измельченную стружку и порошки частиц упрочнителя использовали при получении смесей заданного состава.

В качестве частиц упрочнителя были выбраны порошки Б1С со средним размером 1, 10, 40 мкм и АЬОз со средним размером 10 мкм1, с учетом их относительно низкой стоимости и довольно широкой распросграненности. Кроме того предполагалось, что частица А1203 может быть синтезирована непосредственно во время обработки алюминиевых сплавов в планетарном активаторе в воздушной атмосфере. По данным рентгенофазового анализа частицы 81С имели структуру политипа-П а-81С, а частицы А1203 структуру а-А1203.

Механическое легирование проводили в планетарном активаторе «Гефест-11-3», без применения ПАВ, н герметичных контейнерах (барабанах) с квазицилиндрическими ме-

' В дальнейшем размер керамических частиц в исходном состоянии в мкм будет указан верхним индексом, например 8]С*°.

лкяцими телами массой 950 г Во время работа кон1ейперы охлаждались проточной водой Отношение массь: мелющего тела к массе смеси составляло 7:1. Материал обрабатывали в планетарном активаторе в воздушной среде и в среде аргона Длительность обработки изменяли от 2 до 540 мин.

Для проведения обработки в среде аргона контейнеры первоначально вакуумировали в течение 30 мип, а затем заполняли Аг. При проведении обработки на воздухе каждые две минуты контейнеры открывали для обеспечения доступа кислорода воздуха к поверхносш исследуемого материала.

Компактные образцы КМ получали двумя способами В нервом, гранулы КМ помещали в гильзу из алюминиевой фольги на воздухе, либо в боксе, заполненном аргоном Полученную заготовку подвергали горячему прессованию в специально разработанной оснастке при температурах от 150 до 400 °С и давлении 400-850 МПа в течение 30 мин на лабораторной разрывной машине УМЭ10ТМ. Полученные образцы имели диаметр 10 мм и высоту 10-15 мм. Во втором способе, компактирование проводили на лабораторной разрывной машине УМЭ10ТМ в две стадии, причем все операции осущес!вляли на воздухе. Первая стадия заключалась в получении компактного образца-заготовки двухсторонним прессованием гранул КМ при комнатной температуре, давлении 200 - 400 МПа, выдержке под давлением 25 мин. На второй стадии проводили горячее двухстороннее прессование полученной заготовки по следующим режимам давление 200-800 МПа, температура 200-400 °С, выдержка под давлением 25 мин Полученные таким образом образцы имели следующие размеры' диаметр 10-25 мм и высота 10-15 мм.

Металлографические исследования проводили па световом (NEOPHOT-30), сканирующих (JSM - 35CF и LEO 1530 GEMENI) и просвечивающих электронных (JEM-2000 ЕХ и JEM-2010FEF) микроскопах Микрорентгеноспектральный анализ и съемку в характеристическом излучении проводили на электронном микроскопе JSM-35CF с двумя четырехкри-стальными спектрометрами при ускоряющем напряжении 15-20 кВ и током через образец и на сканирующем электронном микроскопе "Camscan-44" Link ISTS-200L.

Оже-спектроскопию проводили на рентгеновском фотоэлектронном спектрометре РНК 500.

С помощью рентгенодифрактометрического анализа исследовали фазовый состав КМ, оценивали размер областей когерентного рассеяния (ОКР) и величину микродеформаций (МКД). Особое внимание в работе уделяли отработке методики расчета размера ОКР и величины МКД по результатам анализа уширения профилей линий (111) и (222) алюминиевого твердого раствора (Al) КМ. Сравнительный анализ значений ОКР и размера зерна (А1), измеренных на электронно-микроскопических картинах образцов KM Al-5%Mg-25%Al203 и Д16-

^"/^¡С40, подтвердил возможность использовали предложенной методики для оценки срсдпсго размера чертта КМ Например, было показано, что для КМ А1-5%М£-25%А1гОз размер зерна был равен 73+4 нм, а для КМ Д16-18%Й1С - 22+2 им.

3. Исследование формирования структуры и свойств КМ, механически легированных керамическими частицами, введенными в состав шихты

Из-за высокой неоднородности исходной шихты по химическому и гранулометрическому составу в начале обработки в планетарном активаторе наблюдается значительная неоднородность структуры. При увеличении времени обработки структурная неоднородность постепенно исчезает, и происходит измельчение зерен (А1). По ОКР можно с удовлетворительной точностью судить о размере зерен или субзерен в КМ. Периодическое изменение размера ОКР и степени МКД в (А1) (рис. 1) во время МЛ может говорить о прохождении различных рекристаллизационных процессов из-за разогрева материала в планетарном активаторе.

Было показано, что размер зерна (А1) зависит от химического и фазового состава матричного сплава КМ и тем меньше, чем больше в нем содержание дисперсных фаз различного происхождения и выше легированность твердого раствора. Измельченные частицы упрочните.™ способствуют формированию зерна (А1) меньшего размера Крупные керамические частицы наоборот приводят к росту зерен (А1). Такое поведение связано с активным влиянием частиц упрочнителя на процессы деформации и разрушения гранул КМ (см. далее).

Исследования КМ, например, на основе однофазного А1-4%Си и многофазного А1-1сплавов, упрочненных относительно небольшим количеством (<13 об.%) частиц А1203 и БЮ10 показали, что формирования в них однородной структуры не происходит даже после 9 ч МЛ. Неоднородность структуры выражена в неравномерном распределении фаз матричного сплава и керамических »истиц. Это является следствием недостаточно интенсивного чередования процессов разрушения и сварки отдельпых гранул КМ. Размер гранул этих материалов велик (400-900 мкм) и во время обработки в планетарном активаторе происходит его колебание в достаточно широком диапазоне (-200 мкм), что может говорить о неустановившейся стадии МЛ.

Однородность структуры КМ возрастает, если увеличить вероятность разрушения гранул КМ или снизить вероятность их сварки. Исследования КМ на основе разнотипных сплавов (А1-4%Си, АН1%81, АК12М2МгН, 1976 и др., см. табл. 1) показали, что при увеличении объемной доли керамических частиц происходит значительное (до нескольких десятков микрометров) измельчение их гранул за довольно короткое (от 8 до 120 мин) время обработки (рис 2). Интенсивное измельчение гранул КМ под действием частиц упрочнителя, на начальном этапе обработки в планетарном активаторе, связано с переходом их в хрупкое со-

стояние Это происходит в том случае, если размер и (или) форма керамических частиц внедренных в гранулы матрично1 о сплава способствуют концентрации напряжений и зарождению трещин. Образование трещин около относительно крупных (>1-5 мкм) керамических частиц наблюдали в структуре гранул почти всех КМ. Они могут послужить причиной последующего разрушения гранул КМ Кроме того, керамические частицы, находящиеся на внешней поверхности гранул КМ могут: препятствовать сварке отдельных гранул КМ между собой, ослабляя прочность сварною соединения. Если же керамические частицы имеют морфологию, которая не снижает существенно пластичность гранул КМ, то изменение размеров этих гранул во время МЛ будет определяйся только их собственными свойствами. Гранулы КМ на основе многофазных матричных сплавов с сильно легированным твердым распюром (А1) при добавлении керамических частиц измельчаются более интенсивно, чем гранулы КМ на основе низколегированных однофазных сплавов.

В результате структура КМ с высокой обьемпой долей частиц упрочнителя более однородна, чем в КМ с относительно небольшим содержанием частиц. Кроме тою, скорость формирования однородной структуры КМ возрастает с увеличением объемной доли частиц упрочнителя Так, например структура КМ АК12М2МгН-20%А1203 и 1976-20%81С становится однородной уже после 120 мин обработки.

Количество частиц упрочнителя, необходимое для эффективного воздействия на процесс МЛ, зависит от их размера и, вероятно, формы. Исследования влияния исходного размера частиц на структуру и свойства КМ на основе сплавов Д16 и АК12М2 показали, что при использовании БаС1 в наших условиях не удается получить КМ па основе указанных сплавов, хотя объемная доля БС составляла 18 об.%. В процессе обработки в планетарном активаторе гранулы матричного сплава плотно приваривались к стенкам барабана При использовании частиц 81С10 и Б ¡С40 для получепия КМ с такой же объемной долей сварка гранул КМ со стенками барабана и мелющим телом была незначительной, даже после 2 ч обработки в планетарном активаторе.

Структура гранул КМ упрочненных крупными частицами становилась однородной после 60- 120 мин обработки в планетарном активаторе, а размер частиц уменьшался в несколько раз.

Увеличение содержания БЮ1 в исследуемых КМ до 71 об.% способствовало успешному проведению обработки в планетарном активаторе Кроме того, добавление относительно небольшою количества УЮ40 (~ 5 об %) к 13 об % БЮ1 позволило получить КМ на основе сплава АК12М2 с суммарным содержанием ЙЮ равным 18 об %. Поскольку частицы упрочнителя во время обработки в плапетарном активаторе измельчаются и сфероидизиру-ются, то они будут воздействовал на процесс МЛ по описанному механизму

115 -_

~Al-4%Cu-5%SiC10 1-АК12М2МгН-20% AbOj1 ~Al-ll%Si-13%SiC10

-*-Al-l 1%SI-4%A12031c -e-Al-4%Cu-13%SiC'° -*-Al-4%Cu-29%SiC10

I 1000

5 900 £ 800 £ 700

6 600 I 500 S 400 >s 300 -

I 200 ■ £ 100 -0

o

Al-4%Cu-SiC, 1 ч -t*-A1-11%Sí-A120310, 1 ч -•-Al-1 l%Si-Al203la, 3 ч —Ж—Al-11 %S i-AI2O31 5 ч

0 2 4 6

Время обработки, ч

Рис. 1. Зависимость размера ОКР в (А1) гранул КМ от времени обработки в планетарном активаторе

10 20 30

Объемная доля частиц, %

40

Рис. 2. Зависимость среднего размера гранул КМ на основе сплавов А1-4%Си, А1-1 от объемной доли керамических частиц

-±-А1-33%Си-А1гОз1°, 2 ч —*-Al-26%Cu-AI¡Oj'°, 2 ч -¿г-А1-19%Си-А12Оэ10, 2 ч -B-AKI2M2MrH-Al30j10, 2 ч —•-Al-10%Mg-Al20)2 ч -e-AWfcCu-SiC1®, 1 ч

450

400

350

300

> 250

X 200

150

100

50

0

АК12М2МгН-20%А1гОз Al-4%Cu-5%SiC10

1 ■ компакт □ гранулы 4 компакт Д гранулы

- á¡r—

•

100

200 300 400 Время обработки, мин

500

600

О 10 20 30

Объемная доля упрочнителя, %

Рис. 3. Зависимость экспериментальной и расчетной (пунктир) плотно- Рис. 4. Зависимость микротвердости гранул и твердости комета компактных образцов различных КМ от объемной доли частиц уп- пактных образцов (ТК0И|,- 200 С) КМ сплавов от времени обра-рочнителя ботки в активаторе

и

до тех пор, пока не примут определенную (компактную) форму и/или их средний размер не уменьшится до некоторого критического значения

Анализ поведения частиц упрочнителя во время МЛ показал, что они могут измельчаться, во-первых, непосредственно под действием мелющих тел, попадая в зазор между ними и стенками барабана, во-вторых, в результате скола или сдвига уже внутри гранулы КМ, во время ее деформации. Отмечено, что в КМ с большой долей (>15 об.%) частиц упрочнителя происходит более интенсивное их собственное измельчение (более чем в 4-10 раз).

Важной стадией в процессе получения КМ является изготовление плотной заготовки Во время этой стадии стремились достичь потери индивидуальности 01 дельных гранул КМ и получить материал с плотностью, близкой к 100% Однако в большинстве случаев компактный материал имеет пониженную плотность, величина которой зависит от структуры и свойств КМ (рис 3). На рисунке видно, что с увеличением доли керамических частиц в КМ происходит увеличение пористости образцов Такое поведение связано с ухудшением прес-суемости гранул КМ из-за большого количества частиц упрочнителя.

Анализ размеров ОКР и величины МКД в КМ (табл. 3) показал, что нагрев и выдержка во время компактирования приводят к укрупнению ОКР и значительному снижению микродеформаций Кроме того, наблюдали распад (А1)

Таблица 3. Параметры ОКР и МКД (А!) в КМ до и после компактирования при 400 °С

Материал

А1-5%М§-25%А120з, 2 ч (гранулы) __ М-5%Щ-25%А\гО^, 2 ч (компакт) ' АК12М2МгН-20%АЬОз, 2 ч (гранулы) АК12М2МгН-20%А1гОз, 2 ч (компакт)

А1-4%Си-5%51С, 5 ч (гранулы) А1-4%Сч-5%31С, 5 ч (компакт)

ОКР, нм

33+2

73+9

23+0

51+1

75+11

111 М

Микродеформация, %

0,14±0,02

0,04+0,03

0,18±0,03

0,03±0,01

Описанные структурные изменения отражаются на свойствах КМ. Твердость является одним из параметров, по которому контролировали процесс МЛ, так как это показатель способности отдельных гранул упрочняться но время обработки в планетарном активаторе. Как видно из рис 4, во время обрабо1ки происходит увеличение микротвердости гранул и твердости компактных образцов КМ Для выделения вклада различных факторов в упрочнение КМ был проведен оценочный расчет твердости гранул и компактных образцов КМ по значениям ОКР и плотности дислокаций, определенной дифрактометрическим методом Показано, что значительный вклад (от 50 до 80 %) в твердость КМ вносит размер зерна, а также объемная доля частиц упрочнителя (до 50 %)

Во время юрячей консолидации гранул КМ из-за ре кристаллизационных процессов, распада твердого раствора и остаточной пориепкли происходит снижение их твердости на 10-70 %, в зависимости от состава матричного сплава КМ и объемной доли частиц упрочни-тсля Наибольшей твердостью обладают КМ с максимальным содержанием избыточных фаз и/или концентрацией (А1) (см. рис 4, 5).

А-А1-33%Си-А12О3,0,2ч ПрИ Увеличении содержа-ШЛК12М2МгН-Л12Оз10,2 ч щи частиц упрочпителя Ж А1-5%М8-А120310,2 ч

♦АМ%Си-ЙС'", 1 ч □ Л1-11%81-А1203"), 1 ч

10 20 30

Объемная доля упрочнителя,

Рис.5. Зависимость твердости компактных образцов (Ткомп = 400 °С) КМ от объемной доля упрочняющих частиц

выше некоторого значения, наблюдали снижение твердости КМ (рис. 5). Это было связано с высоким сопротивлением уплотнению гранул КМ во время компактирования и, следовательно, увеличенной пористостью образцов КМ (см. рис. 3).

-А1-33%Си-А120310,2 ч - .А1-19%Си-А120з |0, 2 ч -АМУоСи^С10,1 ч

Важным требованием, предъявляемым к дисперсноупрочненным КМ, является их высокая жаропрочность На рис. 6 представлена зависимость длительной твердости компактных образцов КМ от объемной доли частиц упрочнителя Видно, что частицы упрочнителя способствуют увеличению длительной твердости КМ. У КМ на оспове многофазных сплавов длительная твердость выше. Одновременно с повышением показателя жаропрочности, частицы упрочнителя снижают КТРКМ.

Проведя анализ формирования структуры и свойств дисперсноупрочненных КМ, полученных методом МЛ, можно заключить, что наиболее интенсивные структурные изменения во время обработки в планетарном активаторе проходят в КМ на основе сплавов 1976,

Объемная доля упрочнителя, %

Рис. 6. Зависимость длительной твердости КМ от объемной доли частиц упрочнителя

Д16, А1-(5-16)% АК12М2Мг11, А1-(19-33)% Си ">га сплавы отличаются высокой легиро-ванностью алюминиевого твердою раствора (2-17 ат%) и (или) большой объемной долей хрупких фаз (15-60 об %) В КМ на основе таких матричных сплавов формируется достаточно однородная структура, состоящая из зерен алюминиевого твердого раствора с линейным размером 25-100 нм, фаз различного происхождения на основе элементов матричного сплава разной дисперсности (не круппее 500 нм), а также керамических частиц упрочнителя с размером менее 1 мкм. Такая структура обеспечивает высокую твердость КМ (см. рис. 4-6).

4. Разработка технологических схем получения дисперсноупрочненных КМ

Как следует из сказанного однородная структура достаточно легко и за короткое время формируется в КМ с высоким содержанием избыточных фаз и легированностью твердого раствора. При получении КМ на основе пластичных сплавов с низкой долей частиц упрочнителя возникают трудности. Поэтому был проведен поиск альтернативных методов получения КМ с использованием теоретического анализа поведения материала во время обработки в планетарном активаторе.

Мы исходили из условия, что частица упрочнителя оказывается внутри гранулы КМ путем сварки отдельных гранул и частиц матричного сплава. Это показано на рис. 7. Но в любом случае, процесс МЛ начинается с внедрения частиц упрочнителя в поверхность частицы матричного сплава.

Была проведена оценка, достаточно ли для внедрения всех частиц упрочнителя с объемной долей у только исходной внешней поверхности частиц матричного сплава, при условии, что в первый момент вся поверхность частиц матричного сплава является свободной от упрочнителя. Для упрощения расчетов было принято, что частицы упрочнителя и матричного сплава имеют сферическую форму с размерами йу и <1М. В качестве характеристики сопротивляемости матричного сплава внедрению в его поверхность керамических частиц был принят коэффициент К, который в первом приближении пропорционален твердости материала. Были получены уравнения для вычисления объемной доли частиц матричного сплава с внедренными частицами упрочнителя доли избыточных частиц упрочнителя то есть не внедренных в матричный сплав, и объемной доли частиц упрочнителя в сформировавшейся грануле КМ уу1м.

методом МЛ

1

(1-2).

1

0 3)

Рис.7. Примеры формирования гранулы КМ

Рис. 8. Зависимо« и доли частиц матричного сплава с внедренными частицами упрочнителя ум+>, избыточных частиц упрочнителя , и состава гранул КМ V, „ от соотношения размеров частиц матричного сплава и упрочнителя

Графически эти зависимости представлены на рис. 8. Видно, что чем больше размер частицы матричного сплава по сравнению с частицей упрочнителя, или чем выше ее твердость, тем больше избыточных частиц упрочнителя. Существует критическое значение величины к <*„/ , ниже которого остаются частицы матричного сплава свободные от частиц

/ У

упрочнителя. Состав гранул КМ не зависит от объемной доли частиц упрочнителя в шихте и зависит от соотношения размеров обрабатываемых материалов.

В реальных условиях существует распределение по размерам частиц обрабатываемых материалов, поэтому состав образовавшихся на начальном этапе гранул КМ может быть различен. Если происходит достаточно интенсивное чередование сварки и разрушения гранул КМ, происходит выравнивание их состава. Однако для того, чтобы предотвратить возникновение начальной неоднородности по составу и повысить эффективность обработки, необходимо использовать частицы упрочнителя и матричного сплава, близкие по размерам, в противном случае необходимо измельчение матричных частиц.

С использованием результатов теоретического анализа были разработаны альтернативные методы получения дисперсноупрочненных КМ. Один из них предполагает первоначальное изготовление лигатурного порошка с высоким содержанием частиц упрочнителя (рис. 9). Полученные частицы лигатуры оказались близки по размеру к матричным частицам, поэтому их можно использовать для проведения эффективною МЛ и получения КМ с малым содержанием частиц упрочнителя.

Для изучения эффективности такой технологии были изютовлены лигатуры на основе сплавов АК12М2 и Д16, содержащие 71 об % Я1С с размером I и 40 мкм. Время обработки лигатур в планетарном активаторе составило 2 часа. С их использованием были получены КМ на основе указанных сплавов, содержащие ~18об.% БС, при этом количество лигатуры составило -25 об.%. Структура данных КМ после 2 ч обработки была довольно однородной.

Пунктиром показана схема получения КМ по обычной технологии, сплошной линией - схема двухстадийной технологии

Рис. 9. Технологические схемы получения КМ методом МЛ

Таблица 4. Твердость КМ полученных традиционным и двухстадийным методами МЛ

В табл. 4 представлены некоторые свойства КМ на основе сплавин АК12М2 и Д16, полученных прямым и двухстадийным методом Из этой таблицы следует, что использование лигатуры при получении КМ имеет явные преимущества перед прямым методом.

Кроме того, была показана возможность использования лигатуры, приготовленной на основе сплава, отличающегося по составу от матричного сплава КМ Такая возможность является актуальной при использовании в качестве исходного материала вторичного сырья, которое часто бывает неоднородным по составу. Состав, количество лигатуры и матричного сплава подбирали таким образом, чтобы получить КМ на основе сплава, аналогичного сплаву Д16, упрочненным 5 об % А120з Для получения КМ были использовапы материалы, приведенные в табл. 5

КМ НУ НВ,ЗЯ

АК12М2-18%51С40 - 120 мин 187±3 15,5±0,8

А К12М2-18%81Счи - 120 мин (лиг. АКПШ^об.УоБК:40) 221 ±4 19,1±1,0

АК12М2-18%81С7 - 120 мин (лиг АК12М2-71об.%81С1) 214+3 22,0+1,1

Д16-18%81С°-120 мин 168+2 13,4±0,7

Д16-18%81С40 120 мин (лиг Д16-71о6.%81С4") 195+4 14,7±0,7

Д16-18%81С' -120 мин (лиг. Д16-71об.%81С') 199±2 15,4±0,8

Обозначение КМ Исходные магериалы Состав КМ

КМ1 Стружка сплава АМг2, гранулы КМ А1-26%Си-25%А12Оз10, после 2 ч обработки в активаторе Д16-5%А12Оз'0

КМ2 Стружка сплава Д1, гранулы КМ А!-5%М£"25 "/оАЬО;10, после ? ч обработки в активаторе Д16-5 %А120310

После 2 часов обработки распре- Таблица 6. Твердость КМ на основе сплава Д16 деление частиц упрочнителя в структуре гранул КМ1 и КМ2 достаточно равномерное, хотя все еще встречаются участки «нераствориншейся» лигатуры. Воз-

КМ НУ НВ^

Д16-4%А12Оз - 120 мин 123±1 6,0±0,3

КМ1 90±6 8,6±0,4

КМ2 141+2 9,0±0,4

Д16-11%А120з - 120 мин 144+3 9,5±0,5

можно, данное время обработки не является оптимальным для этих материалов. Однако даже в этом случае они обладают высокими свойствами, а КМ2 по твердости находится на уровне материала Д16-11 об % А120:) с бблыпим содержанием частиц упрочнителя Сем. табл. 6).

Существует еще один способ введения дисперсных упрочняющих частиц в КМ, а именно их синтез во время обработки в планетарном активаторе. Атмосфера, в которой обрабатывается материал, может играть важную роль в фазообразовании во время обработки материала. Так, при взаимодействии гранул алюминиевых сплавов с кислородосодержащей атмосферой, на их поверхности могут образовываться тонкие пленки оксидов и гидроокси-

дов алюминия, частицы которых могут бытг. эффективными упрочнителячи. Изменяя продолжительность обработки в мельнице, можно регулировать объемную долю синтезируемых частиц упрочните ля.

Для исследования возможности получения КМ во время обработки в воздушной атмосфере использовали сплавы А1-4%Си и А1-4%М& После 2 ч обработки содержание кислорода в этих сплавах увеличилось до 7,5 и 9 масс.%, соответственно. Методом Оже-спектроскопии было показано окисление, как А1, так и Mg. С помощью просвечивающей электронной микроскопии в структуре КМ А1-4%Си-0, обработанного 2 ч на воздухе, были обнаружены дисперсные аморфные частицы, предположительно оксиды, с размером 10-40 нм Одновременно с увеличением содержания кислорода в КМ происходит рост их твердости (рис. 10).

Как уже отмечалось, при использовании вторичного сырья для получения КМ существует большая вероятность, что состав этого сырья будет неоднороден. Процесс получения КМ из разнородного по составу сырья особенно интересен при обработке материала в воздушной атмосфере, когда на поверхности гранул образуется слой оксида, препятствующий диффузии легирующих элементов Для исследования формирования структуры подобного материала в планетарном активаторе в воздушной атмосфере обрабатывали смесь сплавов А1-4%Си и А1-4%Мв, взятых в соотношении 1:1 Структура компактных образцов данного материала становится достаточно однородной после 120 мин обработки в планетарном активаторе. Микроренптеноспектральный анализ показал, что с увеличением времени обработки достигается высокая однородность в распределении легирующих элементов.

5. Разработка рекомендаций по оптимальному составу и режимам получения КМ

Из разделов 3 и 4 следует, что для быстрого формирования однородной структуры в КМ матричный сплав и частица упрочнителя должны быть выбраны таким образом и в таких пропорциях, чтобы в процессе обработки гранулы КМ, с одной стороны обладали достаточной пластичностью для внедрения частиц упрочнителя, а с другой стороны могли легко измельчаться. Матричный сшив должен также обладать способностью упрочняться во время

240 220 х 200

Ь 180 о 160

& 140

О

I- 120 100 80

КМ А1-4%Мд-0 ♦ КМ АМ%Си-0 □АК12М2МгН-10%А1203' *Д16-18%Я1С10

0

50 100

Время обработки, мин

150

Рис. 10. Зависимость твердости КМ от времени обработки в воздушной среде, в сравнении с твердостью КМ упрочненных керамическими частицами, введенными в составе шихты (Т>ои„ = 200 °С)

обработки в планетарном активаторе Анализ результатов, полученных к разделе 3, позволяет сделать вывод, что оптимальными с этих шчек зрения можно считать матричные сплавы содержащие около 15-20 об % избыточных фаз (сплавы 2-4, 13, табл 1), и (или) с концентрацией легирующих элементов в алюминиевом твердом растворе -2-5 ат. % (сплавы 3-15, табл 1) Количество частиц упрочнителя в КМ на оспове таких сплавов можно изменять в диапазоне от 15 до 25 об %

В значительной степени перечисленным требованиям отвечают КМ на основе сплава АК12М2МгН. Например, КМ на его основе с 20 % частиц упрочнителя (А120з), среди исследованных КМ, отличается высокой однородностью и дисперсностью структуры, а также высокой твердостью Так как этот КМ является кандидатом для производства элементов поршней двигателей внутреннего сгорания, необходимо было оценить стабильность его свойств в зависимости от температуры. Для этого были проведены одночасовые выдержки КМ при различных температурах Из результатов испытаний (рис 11) следует, что твердость образцов сохраняется почти неизменной вплоть до температуры консолидации образцов В результате, материал, полученный при 400 °С при меньшей твердости, обладает лучшей стабильностью свойств, чем материал, полученный компактированием при 200 °С.

Таблица 7. Зависимость механических свойств КМ АК12М2МгН-20% АЬОч и сплава АК12М2МгН от температуры__

Температура, иС АЮ2М2МгН АК12М2МгН- 20%А120,

ст0,2, МПа о,, МПа аог, МПа ст., МПа

20 297 501 — 733

250 166 — 239 —

350 73 — 126 —

450 23 — 32 —

Во время испытаний на сжат ие при комнатной температуре данный КМ показал более высокий, чем у матричного сплава, предел прочности, но практически нулевую пластичность (см. табл. 7) При повышенных температурах КМ имеет предел текучести почти в 1,5 раза выше, чем у матричного сплава. КМ, полученный обработкой в воздушной атмосфере, уступая по твердости материалу, упрочненному 20% АЬ03, имеет такую же длительную твердость (табл. 8).

Таким образом, материалы на основе сплава АК12М2МгН могут быть с успехом применены в автомобильной промышленности при производстве, например, деталей поршней тяжело нагруженных двигателей внутреннего сгорания. Такое применение КМ должно предполагать низкое значение коэффициента термического расширения. Из табл. 9 следует, что

Таблица 8. Твердость КМ на основе сплава АК12М2МгН

КМ НУ НВ,350

АК12М2МгН 119+2 12±2

АК12М2МгН-20% А1203 280+5 24±2

АК12М2МгН-0 229±5 24±2

все КМ на основе сплава АК12М2МгН обчадшот низкими значениями коэффициента термического расширения

Таблица 9. Зависимость среднего КТР КМ на основе сплава АК12М2МгН

КМ Средний в интервале температур КТР, 1/К-10

20-100 "С 20-200 иС 20-300 "С 20-400 "С

АК12М2МгН 19,6±1,0 20,9+1,0 22,5±1,1 22,9±1,1

АК12М2М1-Н -10% А1203ш 16,2±0,8 19,2+1,0 19,2+1,0 19,9±1,0

АК12М2МгН - О 14,8±0,7 18,1+0,9 19,5±1,0 19,4±1,0

АЮ2М2МгН -15% А1203ш 15,0+0,8 17,7±0,9 18,5+0,9 18,7±0,9

АК12М2МгН - 20% А1203'и 13,6±0,7 15,9+0,8 16,7+0,8 17,8±0,9

Рис. 11. Зависимость твердости (HV) матричного сплава АК12М2МгН и КМ на его основе, полученных консолидацией при температурах 200 °С (а) и 400 °С (б), и давлении 720 МПа о г температуры огжига с выдержкой 1 ч

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Методами световой, сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии, микрорентгеноспектрального и рентгеноструктурного анализов, Оже-спектроскопии, а также с помощью оценки механических и физических свойств, установлено влияние исходного химического и фазового состава матричных сплавов систем Al-Cu, AI-Mg, Al-Si, Al-Cu-Mg, Al-Si-Cu, Al-Si-Cu-Mg-Fe-Ni, Al-Zn-Mg-Cu на формирование структуры и свойств дисперсноу-прочненных КМ в процессе механического легирования (MJI) Показано, что в результате обработки порошковых смесей разного состава в планетарном активаторе и последующей их консолидации формируется структура материалов, которая состоит из зерен алюминиевого твердого раствора с линейным размером 25-100 нм, фаз матричного сплава различного происхождения (не крупнее 500 нм), а также керамических частиц, диспергированных в про-

цессе совместной обработки порошковых смесей или синтезированных во время обработки матричных частиц в воздушной атмосфере и имеющих линейные размеры <1 чкм

2. Установлена возможность получения качественных лисперсноупрочненых КМ методом МЛ с использованием крупных (до 5000 мкм) частил матричных сплавов широкой номенклатуры составов, а также наиболее дешевых крупных абразивных частиц (40-10 мкм) карбида кремния и оксида алюминия.

3 Показана возможность формирования дисперсноупрочнснных КМ в процессе обработки частиц матричных сплавов разных составов в планетарном активаторе в воздушной среде. Такая обработка обеспечивает синтез в алюминиевой матрице аморфных частиц оксидов алюминия и магния с объемной долей до 15 %

4 На основе проведенных исследований и теоретического анализа предложена модель формирования структуры КМ в процессе МЛ, согласно которой важнейшими факторами. оказывающими влияние на прохождение процесса, являются исходная морфология и свойства порошковых составляющих. Из модели следует, что для быстрого формирования однородной структуры дисперсноупрочненного КМ необходимо использовать частицы матричного сплава, отличающиеся наивысшей легированностью алюминиевого твердого раствора (более 3 ат %) и высоким объемным содержанием (выше 15 об %) хрупких фаз любого происхождения. При этом размеры исходных матричных и керамических частиц должны быть как можно ближе, в противном случае необходимо предварительное измельчение матричных частил

5. Показана возможность использования алюминиевого вторичного сырья, в том числе неоднородного по составу, в качестве исходной шихты для получения механически лешрованных КМ Для дальнейшего опробования представлены варианты шихтовых маршрутов получения перспективных дисперсноупрочненпых материалов.

6. Установлено положительное влияние повышенной объемной доли частиц упрочнн-теля на качество КМ и производительность МЛ Предложены новые экономичные и эффективные технологические схемы, включающие предварительное получение ли! атуры с большим (до 70 об.%) содержанием частиц упрочнителя, и последующую совместную обработку лигатуры с частицами матричных сплавов

7. Предложен двухстадийный режим получения компактных образцов КМ, который на первой (Ладии предполагает двухстороннее прессование порошковой смеси при комнатной температуре и постоянном давлении не менее 200 МПа, а на второй - прессование полученной на первой стадии заготовки при постоянном давлении (200 - 700) МПа, температуре (400 - 200) °С и времени выдержки под давлением (20 - 30) мин. Предложенная техно-

липм обеспечивает получение компактных образцов КМ с остаточной пористостью менее 3%

8. Проведен анализ причин достижения высокой твердости материалов после МЛ Показано, что значительный вклад (от 50 до 80 %) в значения твердости КМ вносит величина зерна алюминиевого твердого раствора, а также объемная доля частиц упрочнителя (до 50 %). Особенно сильно частицы упрочнителя влияют на повышение длительной твердости композиционных материалов Показано, что высокотемпературная стадия консолидации гранул композиционных материалов из за прохождения рекристаллизационных процессов и распада алюминиевого твердого раствора приводит к снижению их твердости на 10-70 %. Причем уровень снижения твердое ги определяется температурой консолидации, составом матричного сплава и объемной долей частиц упрочнителя

9 Для опробования и последующего внедрения для производства элементов порцией двигателей внутреннего сгорания предложены композиционные материалы на основе сплава АК12М2МгН, упрочненные готовыми частицами ЭЮ и АЬОз- или оксидными частицами, синтезированными в процессе обработки матричного сплава в планетарном активаторе в воздушной среде. Показано, что эти композиционные материалы обладают высокими значениями твердости при комнатной и повышенной температуре, низкими значениями коэффициента термического расширения, и высокой термической стабильностью структуры и свойств вплоть до температуры второй стадии компактирования Так, композиционный материал АК12М2М1Н-20%А1203 после 120 мин обработки в активаторе и консолидации при 400 °С имел следующие свойства: НУ 275+5, НВ)350 24+2, средний КТР - 17 1С"6 К"1 в интервале температур от 20 до 400 °С

10. Предложен способ изготовления КМ па основе алюминия, включающий высокоэнергетическую механическую обработку исходного сырья, состоящего из предварительно измельченной стружки, например, сплава АК12М2МгН с частицами оксида алюминия в количестве 10 -25 об.% (или без них), и горячее прессование активированной смеси Высокоэнергетическую обработку указанной смеси осуществляют в планетарном активаторе в барабанах с квазицилиндрическими мелющими телами в инертной (или воздушной атмосфере) без применения ПАВ, горячее прессование проводя-] при температуре 200 - 400 °С, а перед горячим прессованием осуществляют холодное двухстороннее прессование до достижения, по меньшей мере, 80% теоретической плотности Композиционный материал на основе сплава АК12М2МгН и способ его получения защищен патентом РФ №2202643 от 26.09.2001.

Основные положения диссертации опубликованы в работах:

1 .Аксенов А.А., Золоторевский B.C., Солонин А.Н, Портной В.К. «Способ получения композиционного материала из алюминиевого сплава (его вариант) и композиционный материал». Патент РФ №2202643 от 26.09 01 МКП: С22С1/05; B22F9/04

2 Солонин А.Н , Аксенов А А, Портной В.К. Формирование структуры композиционных материалов, получаемых механическим ле! ированием, на основе алюминиевых сплавов и частиц АЬОз Тезисы докладов на международной конференции «Слоистые композиционные материалы - 2001», Волгоград, 24-28 сентября 2001, с 201 - 203.

3. V.A. Popov, А.А. Aksenov, AN. Solonin, S.D. Kaloshkin, V V. Tcherdyntsev. Structure and Properties of Mechanically Alloyed Metal Matrix Composites with Decreased Size of Reinforcements. Proc. of Int. Congress on Advanced Materials, their Processes and Applications "Materials Week 2001", 1 - 4 Oct. 2001, Munich, Germany.

4 А.А Аксенов, А.Н. Солонин, В.К Портной. Особенности формирования структуры и свойства алюминиевых сплавов, механически легированных оксидом алюминия Известия ВУЗов. Цветная металлургия №3. 2001. с. 54-61.

5 А А. Аксенов, А.Н Солонин, В.К Портной. Исследование структуры и механических свойств дисперспоупрочненных композиционных материалов на основе алюминия и его сплавов, получаемых механическим легированием Тезисы докладов на 1-й научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур ПРОСТ-2002», Москва, 16-18 апреля 2002. с. 75.

6. V A. Popov, A.A. Aksenov, V.V. Ivanov, D.R. Lesuer, V.N. Gulbin, A.G. Kobelev, A.N Solonin, S N Paramn, I.I. Khodos, O.M Smirnov, S.V. Zayats MMC production method using dynamic consolidation of mechanically alloyed aluminium and silicon carbide powders. Proc. of Int Conf. ICCA8, Held in Cambridge, UK, 2 - 5 July 2002, p. 289-294.

7. A.A. Aksenov, A.N. Solonin, D.V. Kudashov Investigation of the Structure and Properties of Dispersion-Strengthened Mechanically Alloyed Composite Materials on the Base of Aluminium Alloys. "MATERIALS WEEK 2002 - Proceedings", Ed. WeAstoffwoche-Partnerschaft Gbr, Publisher: Werkstoff-Informationsgeselschaft mbH, Frankfurt, 2003.

Издательская лицензия ЛР № 065802 от 09.04.98. Подписано в печать 22.03.2004. < Усл. печ. л. 1,375 Тираж 100 экз. Заказ 48.

Отпечатано в типографии ООО «Мультипринт» 121352, г. Москва, ул. Давыдковская, д. 10, корп. 6. Тел.: 230-44-17

)

0T/£

РНБ Русский фонд

2006-4 2989

ВВЕДЕНИЕ

1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1. Дисперсноупрочненные композиционные материалы (КМ) 8 1.1.1. Факторы, влияющие на упрочнение КМ

1.2. Механическое легирование (MJ1) как способ получения 14 дисперсноупрочненных КМ

1.2.1. Аппараты, применяемые для MJ

1.2.2. Влияние параметров обработки материала на процесс МЛ

1.2.3. Методы получения плотных полуфабрикатов КМ

1.3. Особенности структуры и свойств КМ на основе алюминия и его сплавов, 33 полученных методом MJ

1.3.1. Особенности термообработки алюминиевых дисперсноупрочненных КМ

1.4. Взаимодействие чистого алюминия и сплавов на его основе с различными 48 средами и частицами упрочнителей

1.4.1. Поведение порошков алюминия и его сплавов на воздухе

1.4.2. Взаимодействие в системах Al-Si-О и Al-Si-C

1.5. Вторичное сырье как материал для создания КМ

2.5.2.1. Определение размера областей когерентного рассеяния (ОКР) и величины микродеформаций (МКД)

2.5.3. Рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия (РФЭС)

2.5.4. Определение микротвердости твердости и длительной твердости

2.5.5. Испытания на растяжение и сжатие при различных температурах

2.5.6. Термическая обработка компактных образцов

2.5.7. Определение коэффициента термического расширения (КТР)

Выводы по разделу 1 2. МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ

2.1. Исследуемые материалы

2.2. Исходные материалы

2.3. Обработка в планетарном активаторе

2.4. Получение компактных образцов

2.5. Исследование структуры и свойств

2.5.1. Структурные исследования

2.5.2. Рентгеноструктурный анализ

2.5.8. Определение плотности

2.5.9. Оценка гранулометрического состава гранул КМ

3. ИССЛЕДОВАНИЕ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ 83 КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ, МЕХАНИЧЕСКИ ЛЕГИРОВАННЫХ КЕРАМИЧЕСКИМИ ЧАСТИЦАМИ, ВВЕДЕННЫМИ В СОСТАВ ШИХТЫ

3.1. Формирование структуры КМ на стадии МЛ

3.1.1. Изменение морфологии гранул КМ во время МЛ 8 8 3.1.1.1. Влияние частиц упрочнителя на измельчение гранул КМ

3.1.2. Изменение внутренней структуры алюминиевого твердого раствора (А1)

3.1.2.1. Влияние состава и структуры матричного сплава на изменение ОКР и МКД 99 во время МЛ

3.1.2.2. Влияние частиц упрочнителя на изменение ОКР и МКД во время МЛ

3.1.3. Формирование структуры дисперсноупрочненных КМ

3.1.3.1. Влияние керамических частиц на формирование структуры КМ

3.1.3.2. Измельчение частиц упрочнителя во время МЛ

3.2. Изменение структуры КМ во время компактирования

3.3. Изменение свойств КМ на разных стадиях получения

3.3.1. Зависимость свойств КМ от времени МЛ

3.3.2. Влияние частиц упрочнителя на свойства КМ

3.3.3. Анализ механизмов упрочнения КМ 139 Выводы по разделу

4. РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ СХЕМ ПОЛУЧЕНИЯ 150 ДИСПЕРСНОУПРОЧНЕННЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ МЕТОДОМ МЕХАНИЧЕСКОГО ЛЕГИРОВАНИЯ

4.1. Теоретический анализ поведения материала во время обработки в планетарном 150 активаторе

4.1.1. Поведение изолированной частицы под действием мелющего тела

4.1.2. Совместная обработка частиц упрочнителя и матричного сплава 153 4.1.2.1. Анализ механизмов формирования структуры дисперсноупрочненных КМ

4.1.3. Стадия обработки сформированных гранул КМ

4.2. Разработка альтернативных методов получения дисперсноупрочненных КМ

4.2.1. Формирование КМ во время обработки в планетарном активаторе в 166 воздушной атмосфере

4.2.2. Получение КМ из разнородной по составу шихты

4.2.2.1. Получение дисперсноупрочненных КМ с использовщшем лигатуры с 183 высоким содержанием частиц упрочнителя

Выводы по разделу

5. РАЗРАБОТКА РЕКОМЕНДАЦИЙ ПО ВЫБОРУ ОПТИМАЛЬНОГО СОСТАВА 193 И РЕЖИМОВ ПОЛУЧЕНИЯ КМ

5.1. Оптимизация режимов компактирования

5.2. Исследование структуры и свойств КМ на основе сплава АК12М2МгН 197 5.2.1. Получение КМ на основе сплава АК12М2МгН путем обработки в воздушной 202 атмосфере

Актуальность работы

Традиционные алюминиевые сплавы, обладая хорошим комплексом свойств в температурном интервале 20-250 °С, не способны работать длительное время при более высоких температурах (> 300 - 350 °С). Существенного повышения эксплутационных характеристик можно достичь за счет использования сверхбыстрой кристаллизации и механического легирования (MJI). При этом метод MJ1 имеет преимущества, поскольку позволяет получать композиционные материалы (КМ), дисперсноупрочненные керамическими частицами.

Однако, сам метод MJ1 требует больших экономических затрат, связанных с трудоемкостью процесса и сложностью технологии. Снижения себестоимости материалов, получаемых данным методом, можно достичь путем удешевления исходного сырья и оптимизации технологического процесса.

В качестве исходного сырья для производства КМ можно было бы использовать лом и отходы из широко используемых промышленных алюминиевых сплавов. Однако вопрос, посвященный получению дисперсноупрочненных КМ с применением в качестве матричного материала крупных частиц вторичного алюминиевого сырья, в литературе не изучен, и чаще всего в качестве основы для получения КМ методом MJ1 используют специально изготовленные дисперсные порошки.

Кроме того, при разработке и производстве КМ на основе алюминия и его сплавов возникает проблема интенсивной сварки гранул матричного сплава между собой и с мелющими телами и стенками барабана при обработке в мельнице. Обычно эту проблему решают с помощью органических ПАВ, что имеет ряд недостатков, из которых наиболее существенным является возникновение при высоких температурах водородной пористости в материале.

И, наконец, механизмы структурообразования алюминиевых дисперсноупрочненных КМ, тем более получаемых из крупных исходных порошков, на у, разных стадиях их получения также являются еще недостаточно изученными.

Разработка технологии получения КМ без применения ПАВ, а также использование в качестве основы КМ, вместо специально изготовленных дисперсных порошков матричных сплавов, крупных частиц вторичного сырья, позволило бы упростить схему получения КМ и снизить их себестоимость. В связи с этим и была поставлена настоящая работа.

Научным консультантом работы являлся проф., д.т.н. В.К. Портной.

Цели и задачи работы:

Установить возможности создания методом MJ1 дисперсноупрочненных КМ на основе алюминиевых сплавов без применения ПАВ, а также с использованием крупных исходных частиц, в том числе вторичного сырья. Для достижения этой цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Выяснить механизмы влияния исходной структуры, химического и фазового состава крупных (до 5000 мкм) шихтовых материалов на структурообразование КМ при MJI, а также провести исследование влияния параметров MJI и последующего компактирования на формирование конечной структуры КМ.

2. Разработать рекомендации по выбору составов КМ и режимов их получения.

3. Предложить для дальнейшего опробования и внедрения в производство элементов поршней двигателей внутреннего сгорания повышенной мощности новые экономичные КМ и технологии их получения.

Научная новизна

1. Впервые показана возможность использования крупных (до 5000 мкм) частиц алюминиевых матричных сплавов и крупных в исходном состоянии (до 40 мкм) частиц АЬОз и SiC для получения методом MJ1 дисперсноупрочненных КМ с однородной структурой без применения ПАВ.

2. Показано, что в результате обработки порошковых смесей разного состава в планетарном активаторе и их последующей консолидации формируется структура материалов, состоящая из зерен алюминиевого твердого раствора с линейным размером 25-100 нм, фаз матричного сплава различного происхождения (не крупнее 500 нм), а также керамических частиц, диспергированных в процессе обработки порошковых смесей или синтезированных во время обработки матричных частиц в воздушной атмосфере и имеющих линейные размеры < 1 мкм.

3. На основе проведенных исследований и теоретического анализа предложена модель формирования структуры КМ в процессе MJI, согласно которой важнейшими факторами, оказывающими влияние на прохождение процесса, являются исходная морфология и свойства порошковых составляющих. Из модели следует, что для быстрого формирования оптимальной структуры дисперсноупрочненного КМ необходимо использовать частицы матричного сплава, отличающиеся наивысшей легированностью алюминиевого твердого раствора (более 3 ат.%) и высоким объемным содержанием (выше 15 об.%) хрупких фаз любого происхождения.

Практическая значимость работы

1. Для опробования и последующего внедрения в производство элементов поршней двигателей внутреннего сгорания предложены КМ на основе сплава АК12М2МгН, упрочненные абразивными частицами SiC и AI2O3, введенными в состав шихты, или оксидными частицами, синтезированными в процессе обработки матричного сплава в планетарном активаторе в воздушной среде. Показано, что эти КМ обладают высокими значениями твердости при комнатной и повышенной температуре, низкими значениями линейного коэффициента термического расширения, и высокой термической стабильностью структуры и свойств.

2. Предложены технологические схемы получения КМ в две стадии, включающие в себя предварительное получение лигатуры, в том числе на основе сплава, отличного по составу от матричного, с большим (до 70 об.%) содержанием частиц упрочнителей, в том числе синтезированных при обработке в воздушной атмосфере, и последующую совместную обработку в планетарном активаторе частиц матричного сплава и лигатуры. Подобные технологические схемы позволяют уменьшить продолжительность MJI при получении КМ в большом объеме и одновременно улучшить их качество.

3. Разработан способ изготовления КМ на основе алюминия, включающий высокоэнергетическую механическую обработку исходного сырья, состоящего из предварительно измельченной стружки, например, сплава АК12М2МгН с частицами оксида алюминия в количестве 10-25 об.% (или без них), и горячее прессование активированной смеси. Высокоэнергетическую обработку указанной смеси рекомендуется проводить в планетарном активаторе в барабанах с квазицилиндрическими мелющими телами в инертной (или воздушной атмосфере) без применения ПАВ, горячее прессование надо проводить при температуре 200-400 °С, а перед горячим прессованием осуществлять холодное двухстороннее прессование до достижения, по меньшей мере, 80% теоретической плотности. Композиционный материал на основе сплава АК12М2МгН и способ его получения защищен патентом РФ №2202643 от 26.09.2001.

1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Методами световой, сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии, микрорентгеноспектрального и рентгеноструктурного анализов, Оже-спектроскопии, а также с помощью оценки механических и физических свойств, установлено влияние исходного химического и фазового состава матричных сплавов систем Al-Cu, Al-Mg, Al-Si, Al-Cu-Mg, Al-Si-Cu, Al-Si-Cu-Mg-Fe-Ni, Al-Zn-Mg-Cu на формирование структуры и свойств дисперсноупрочненных КМ в процессе механического легирования (MJI). Показано, что в результате обработки порошковых смесей разного состава в планетарном активаторе и последующей их консолидации формируется структура материалов, которая состоит из зерен алюминиевого твердого раствора с линейным размером 25-100 нм, фаз матричного сплава различного происхождения (не крупнее 500 нм), а также керамических частиц, диспергированных в процессе совместной обработки порошковых смесей или синтезированных во время обработки матричных частиц в воздушной атмосфере и имеющих линейные размеры <1 мкм.

2. Установлена возможность получения качественных дисперсноупрочненых КМ методом MJI с использованием крупных (до 5000 мкм) частиц матричных сплавов широкой номенклатуры составов, а также наиболее дешевых крупных абразивных частиц (40-10 мкм) карбида кремния и оксида алюминия.

3. Показана возможность формирования дисперсноупрочненных КМ в процессе обработки частиц матричных сплавов разных составов в планетарном активаторе в воздушной среде. Такая обработка обеспечивает синтез в алюминиевой матрице аморфных частиц оксидов алюминия и магния с объемной долей до 15 %.

4. На основе проведенных исследований и теоретического анализа предложена модель формирования структуры КМ в процессе MJI, согласно которой важнейшими факторами, оказывающими влияние на прохождение процесса, являются исходная морфология и свойства порошковых составляющих. Из модели следует, что для быстрого формирования однородной структуры дисперсноупрочненного КМ необходимо использовать частицы матричного сплава, отличающиеся наивысшей легированностью алюминиевого твердого раствора (более 3 ат.%) и высоким объемным содержанием (выше 15 об.%) хрупких фаз любого происхождения. При этом размеры исходных матричных и керамических частиц должны быть как можно ближе, в противном случае необходимо предварительное измельчение матричных частиц.

5. Показана возможность использования алюминиевого вторичного сырья, в том числе неоднородного по составу, в качестве исходной шихты для получения механически легированных КМ. Для дальнейшего опробования представлены варианты шихтовых маршрутов получения перспективных дисперсноупрочненных материалов.

6. Установлено положительное влияние повышенной объемной доли частиц упрочнителя на качество КМ и производительность MJI. Предложены новые экономичные и эффективные технологические схемы, включающие предварительное получение лигатуры с большим (до 70об.%) содержанием частиц упрочнителя, и последующую совместную обработку лигатуры с частицами матричных сплавов.

7. Предложен двухстадийный режим получения компактных образцов КМ, который на первой стадии предполагает двухстороннее прессование порошковой смеси при комнатной температуре и постоянном давлении не менее 200 МПа, а на второй — прессование полученной на первой стадии заготовки при постоянном давлении (200 -700) МПа, температуре (400 - 200) °С и времени выдержки под давлением (20 - 30) мин. Предложенная технология обеспечивает получение компактных образцов КМ с остаточной пористостью менее 3%.

8. Проведен анализ причин достижения высокой твердости материалов после MJI. Показано, что значительный вклад (от 50 до 80 %) в значения твердости КМ вносит величина зерна алюминиевого твердого раствора, а также объемная доля частиц упрочнителя (до 50 %). Особенно сильно частицы упрочнителя влияют на повышение длительной твердости композиционных материалов. Показано, что высокотемпературная стадия консолидации гранул композиционных материалов из-за прохождения рекристаллизационных процессов и распада алюминиевого твердого раствора приводит к снижению их твердости на 10-70 %. Причем уровень снижения твердости определяется температурой консолидации, составом матричного сплава и объемной долей частиц упрочнителя.

9. Для опробования и последующего внедрения для производства элементов поршней двигателей внутреннего сгорания предложены композиционные материалы на основе сплава АК12М2МгН, упрочненные готовыми частицами SiC и AI2O3, или оксидными частицами, синтезированными в процессе обработки матричного сплава в планетарном активаторе в воздушной среде. Показано, что эти композиционные материалы обладают высокими значениями твердости при комнатной и повышенной температуре, низкими значениями коэффициента термического расширения, и высокой термической стабильностью структуры и свойств вплоть до температуры второй стадии компактирования. Так, композиционный материал АК12М2МгН-20%А120з после 120 мин обработки в активаторе и консолидации при 400 °С имел следующие свойства: HV 275+5, HBi350 24+2, средний КТР - 17-Ю"6 К'1 в интервале температур от 20 до 400 °С.

10. Предложен способ изготовления КМ на основе алюминия, включающий высокоэнергетическую механическую обработку исходного сырья, состоящего из предварительно измельченной стружки, например, сплава АК12М2МгН с частицами оксида алюминия в количестве 10-25 об.% (или без них), и горячее прессование активированной смеси. Высокоэнергетическую обработку указанной смеси осуществляют в планетарном активаторе в барабанах с квазицилиндрическими мелющими телами в инертной (или воздушной атмосфере) без применения ПАВ, горячее прессование проводят при температуре 200 — 400 °С, а перед горячим прессованием осуществляют холодное двухстороннее прессование до достижения, по меньшей мере, 80% теоретической плотности. Композиционный материал на основе сплава АК12М2МгН и способ его получения защищен патентом РФ №2202643 от 26.09.2001.

1. Фроммейер Г. Металлические композитные материалы: "Физическое металловедение. Том 2" / Под ред. Кана Р.У. Пер. с англ. М.: Металлургия, 1987.

2. М. Ruhle, Frankfurt A.M. // Metallwissenschaft und Technik, 24 (1970), 5, s. 465-471.

3. M. Ruhle, Frankfurt A.M // Metallwissenschaft und Technik, 24 (1970), 8, s. 852-857.

4. B.M. Розенберг. Основы жаропрочности металлических материалов. М.: Металлургия, 1973.

5. F. Zhou, J. Lee, E.J. Lavernia. // Scripta mater., 44 (2001), p. 2013-2017.

6. Композиционные материалы. Поверхности раздела в металлических композитах. Под ред. А. Меткалфа. М.: Мир, 1978.

7. Калашников И.Е. Разработка жидкофазных методов получения композиционных материалов, армированных дискретным карбидокремниевым наполнителем. Автореферат дисс. на соиск. уч. ст. к.т.н. М.: 1994

8. Чурмуков Э.А. Разработка и исследование композиционных материалов. Дисс. к.т.н. 1995, Москва, МИСиС.

9. Jae Chul Leel, Jae - Pyoung Ahn. Scripta Materialia, 41 (1999), p. 895 - 900.

10. H. Ribes, R. Da Silva at al. Materials Science and Technology, 6 (1990), p. 621 628.

11. E. Hornbogen. // Metallwissenschaft und Technik, 36 (1982), 5, s. 531-535.

12. Manfred Ruhle, // Zeitschrift fur Metallkunde, 71 (1980), H.l, s. 1-6.

13. Johannes Zbiral, Jangg G. // Umformtechnik, 27 (1993), 4, s. 284-287.

14. Портной К.И., Бабич Б.Н., Дисперсноупрочненные материалы. М.: Металлургия, 1974.

15. Золоторевский B.C. Механические свойства металлов. М.: МИСИС, 1998.

16. Е. El-Magd, G. Nicolini. // Aluminium, 73 (1997), 6, s. 430-434.

17. Колачев Б.А., Елагин В.И., Ливанов В.А., Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. — М.: МИСИС, 1999.

18. И.И. Новиков, К.М. Розин. Кристаллография и дефекты кристаллической решетки. М.: Металлургия, 1990.

19. J.M. Wu, Z.Z. Li. // J. Alloys Сотр., 299 (2000), p. 9-16.

20. C. Barlow, H. Jones, W.M. Rainforth. // Acta mater., 49 (2001), p. 1209-1224.

21. M. Мишковичова, M. Бестерци. // Порошковая металлургия, 5 (1993), с. 74-78.

22. J. Benjamin, R. Ergang. // Zeitschrift fur Metallkunde, 65 (1974), H.4, s. 255-260.

23. W. Schlump, J. Willbrand, H. Grewe. // Metallwissenschaft und Technik, 48 (1994), 1, s. 34-39.

24. Werner Osterle, Peng Xi Li. // Zeitschrift fur Metallkunde, 84 (1993), H.2, s. 85-90.

25. H.J. Fecht, E. Hellstern, Z.Fu, W.L. Johnson. // Metall. Trans. A, 21A (1990), p. 2333-2337.

26. D.K. Mukhopadhyay, C. Surynarayana, F.H. Froes. // Metall. Trans. A, 26A (1995), p. 1939-1946.

27. A.Y. Badmos, H.K.D.H. Bhadeshia. // Metall. Trans. A, 28A (1997), p. 2189-2194.

28. G.J. Fan, M.X. Quan, Z.Q. Hu. // Scripta mater., 33 (1995), p.377-381.

29. G.H. Kim, H.S. Kim, Dong-Wha Kum. // Scripta mater., 34 (1996), p.421^28.

30. R.B. Schwarz, P.B. Desch, S.R. Srinivasan. // Proceedings of the 2nd International Conference Applications of Mechanical Alloying, Vancouver, British Columbia, Canada, 20-22 September, 1993, p. 227-235.

31. R. Sankar, Paramanand Singh. // Materials Letters, 36 (1998), p. 201-205.

32. N.Q. Wu, J.M. Wu, G.-X. Wang, Z.Z. Li. // J. Alloys Сотр., 260 (1997), p. 121-126.

33. G. Nicolini, U. Martin, E. El-Magd, H. Oettel. // Metallwissenschaft und Technik, 52 (1998), 9, s. 508-513.

34. M. Slesar, G. Jangg, M. Besterci. // Zeitschrift fur Metallkunde, 72 (1981), H.6, s. 423-427.

35. A.V. Zeerleder. // Zeitschrift fur Metallkunde, 41 (1950), H.7, s. 228-231.

36. A.V. Zeerleder. // Zeitschrift fur Metallkunde, 46 (1955), H.l 1, s. 809-812.

37. M. Slesar, M. Besterci, G. Jangg, u.a. // Zeitschrift fur Metallkunde, 79 (1988), H.l, s.56.63.

38. WerBgarber T. u.a. // Wissenschaftliche Zeitschrift der Technischen Universitat Dresden, 46 (1997), H.l, s. 34-39.

39. SJ. Zhu, L.M. Peng, Q. Zhou et al. // Mater. Sci. Eng., A268 (1999), p. 236-245.

40. J.S. Benjamin, Т.Е. Volin. // Metall. Trans., 5 (1974), p. 1929-1934.

41. C. Suiyanarayana. // Progress in Materials Science, 46 (2001), p. 1-184.

42. Benjamin J.S. // Metall. Trans. A., 1 (1970), N 10, p. 2943-2951.

43. Хайнике Г. Трибохимия. Пер. с англ. М.: Мир, 1987.

44. Аввакумов Е.Г. Механические методы активации химических процессов. -Новосибирск: Наука, 1986.

45. Боуден Ф.П., Тейбор Д. Трение и смазка твердых тел. Пер. с англ. М.: Машиностроение, 1968.

46. Weichert R., Schonert К., J. Mech. Phys. Solids. 1978. - Vol. 26, - P.151

47. G. Jangg, M. Slesar, M. Besterci, J. Zbiral. // Mat.-wiss., u. Werkstofftech, 20 (1989), s.226-231.

48. J.M. Wu. // Materials Letters, 48 (2001), p. 324-330.

49. J. Kaneko, D.G. Kim, M. Sugamata. // Proceedings of the 2nd International Conference on Structural Applications of Mechanical Alloying, Vancouver, British Columbia, Canada, 20 22 September, 1993. p. 261 - 268.

50. Kim D.G., Kaneko J., Sugamata I. // Material Transaction, JIM, 36(1995), p. 305311.

51. B.J.M. Aikin, Т.Н. Courtney. // Metall. Trans. A, 24A (1993), p. 647-657.

52. R. Sundaresan, F.H. Froes. // Journal of Metalls, 8 (1987), p. 22-27.

53. Молчанов В.И., Селезнева О.Г., Жнрнов E.H. Активация минералов при измельчении. М.: Недра, 1988.

54. Streletskii A.N. // Proceedings of the 2nd International Conference Applications of Mechanical Alloying, Vancouver, British Columbia, Canada, 20-22 September, 1993, p. 51-58.

55. M. Magini, A. Iasonna, F. Padella. // Scripta mater., 34 (1996), p. 13-19.

56. A. Iasonna, M. Magini. // Acta mater., 44 (1996), p. 1109-1117.

57. Павлычев И.К. Энергетические выходы механохимических процессов. Диссертация. МФТИ, Москва, 1987.

58. В.В. Чердынцев, Л.Ю. Пустов, С.Д. Калошкин и др. // Материаловедение, 2 (2000), с. 18-23.

59. L. Lii, М.О. Lai. Mechanical alloying // Boston, MA: Kluwer Academic Publishers1998).

60. Hsu-Shen Chu, Kuo-Shung Liu, Jien-Wei Yeh // Mater. Sci. Eng., A277 (2000), p.25.32.

61. S. Arakawa, T. Hatayama, K. Matsugi, O. Yanagisawa. // Proceedings of ICAA-6, Aluminum Alloys, 3 (1998), p. 1933-1938.

62. O. Roder, J. Albrecht, G. Ltitjering. // The 4th international conference on aluminum alloys, 2 (1994), p. 766-773.

63. P.S. Gilman, W.D. Nix. // Metall. Trans. A, 12A (1981), p. 813-824.

64. A.J. Aller Fernandez.//Aluminium, 60 (1984), 5, p. 357-361.

65. B.H. Анциферов, Г.В. Бобров и др. Порошковая металлургия и напыленные покрытия.-М.: Металлургия, 1987.

66. Спеченные материалы из алюминиевых порошков. Под ред. Смагоринского М.Е. М.: Металлургия, 1993.

67. Структурные и технологические свойства спеченных алюминиевых порошков. Под ред. Шеламова В.А.-М.:Металлургия, 1967, с.5-12.

68. M. Slesar, М. Besterci, G. Jangg. // Zeitschrift fur Metallkunde, 83 (1992), H.3, s. 183-189.

69. M. Slesar, G. Jangg, M. Besterci u.a. // Zeitschrift fur Metallkunde, 80 (1989), H.ll, s. 817-824.

70. D. L. Zhang, J. J. Richmond. // Journal Of Materials Science, 34 (1999), p. 701-706.

71. K. Higashi, T. G. Nieh, J. Wadsworth. // Acta metall. mater., 43 (1995), N 9, p. 32753282.

72. Промышленные деформируемые, спеченные и литейные алюминиевые сплавы. Под ред. Ф.И. Квасова и И.И. Фридляндера М.: Металлургия, 1972.

73. Choon Weng Wong,Manoj Gupta, Li Lu. // Journal Of Materials Science, 34 (1999), p. 1681-1689.

74. M. Gupta, M. K. Surappa. // Mat. Res. Bull. 30 (1995), 8, p. 1023.

75. D. J . Lloyd.//Int. Mater. Rev. 39 (1994), 1, p. 1.

76. T. Christman, S . Suresh. // Acta Metall. Mater. 36 (1988), p.1691.

77. S. Arakawa, T. Hatayama, K. Matsugi, O. Yanagisawa. // Scripta mater., 42 (2000), p. 755-760.

78. C.T. Lynch, H. M. Burte. Metal Matrix Composites. ASTM STP 438, ASTM, Philadelphia, Pennsylvania. 1968. p. 3-25.

79. Мондольфо Л. Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов. М.: Металлургия, 1979.

80. Шешуков Н.А., Андреева В.В., Андрущенко Н.К. Строение и механизм образования окисных пленок на металлах. М.: АН СССР, 1957.

81. Захаров A.M., Арнольд А.А., Потапова Л.Е. // Известия ВУЗов. Цветная металлургия, 2 (1989), с. 75-78.

82. Торопов Н.А., Ф.Я. Галахов, Изв. АН СССР, ОХН, № 1,8, 1958.

83. Т. Hideshi, S. Saito, A. Kohyama, N. Igato. // Ann. Rept. Eng. Res. Int. Fac. Eng. Univ. Tokyo. V. 46 (1987), p. 135-141.

84. Squires H.V., Rayson H.W. // J. Mater. Sci. V.12, (1977), 5, p. 1010-1018.

85. M.C. Flemings. Metall.Trans. A, 22A (1991), p. 957 981.

86. C.A. Добролеж. Карбид кремния. Киев: Государственное издательство технической литературы УССР, 1963.

87. L. Oden, R. McCune. Phase Equilibria in the Al-Si-C System. // Metall. Ttrans. A,18A.

88. Котельников Р.Б., Башлыков C.H., Галиакбаров З.Г., Каштанов А.И. Особо тугоплавкие элементы и соединения (справочник). М.: Металлургия, 1968.

89. Свойства элементов. Справочник. Под ред. М.Е. Дрица. М.: Металлургия, 1997.

90. Ф. Шанк. Структуры двойных сплавов. М.: Металлургия, 1973.

91. Технология вторичных цветных металлов. Под ред. Худякова И.Ф. М.: Металлургия, 1981.

92. С.С. Кипарисов. Использование вторичных металлов в качестве сырья для получения порошков и порошковых изделий // Порошковая металлургия. 10, 1985.

93. Елютин В.П., Костиков В.И., Лысов Б.С., Маурах М.А., Митин Б.С., Мозжухин Е.И., Высокотемпературные материалы. Ч. II. Получение и физико-химические свойства высокотемпературных материалов. М.: Металлургия, 1973.

94. Белов Н.А. Организация эксперимента. Часть П. Лабораторный практикум. М.: МИСИС, 1998.

95. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. — 3-е изд. М.: Металлургия,1970.

96. Уманский Я.С., Скаков Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев Л.Н. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. М.: Металлургия, 1982.

97. Бочвар А.А. Известия АН СССР. ОТН, 1947, №10, с. 1369-1384.

98. Лившиц Б.Г., Крапошин B.C., Линецкий Я.Л. Физические свойства металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1980.

99. Li Lu, Y.F. Zhang. // Journal of Alloys and Compounds, 290 (1999), p. 279-283.

100. D.V. Kudaschov, A.A. Aksenov, V. Klemm, U. Martin, H. Oettel, V.K. Portnoy, V.S. Zolotorevskii. // Werkstoffwissenschaft und Werkstofftechnologie, 31 (2000), p. 1048 -1055.

101. И.И. Новиков. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия,1986.

102. Wagner C.D., Six Н.А., Hansen W.T., Taylor J.A., Appl. Surf. Sci., 9, 203 (1981).

103. Taylor J.A., J.Vac.Sci.Technol., 20, 751 (1982).

104. Fuggle J.C., Kallne E„ Watsin L.M., Fabian D.J., Phys.Rev. B, 16,750 (1977).

105. C. Panseri. // Trans. AIME, 227, 5,1963.

106. A. Suinier.//Rev. Metallurgie, 33,285,1966.

107. А. Ф. Полеся. // ФММб 196 16 1965.