автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Оптимизация состава и структуры композиционных материалов на алюминиевой и медной основе, получаемых жидкофазными методами и механическим легированием

003053019

На правах рукописи

Аксенов Андрей Анатольевич

ОПТИМИЗАЦИЯ СОСТАВА И СТРУКТУРЫ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА АЛЮМИНИЕВОЙ И МЕДНОЙ ОСНОВЕ, ПОЛУЧАЕМЫХ ЖИДКОФАЗНЫМИ МЕТОДАМИ И МЕХАНИЧЕСКИМ ЛЕГИРОВАНИЕМ

Специальность 05.02.01 - Материаловедение (металлургия)

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва - 2007

003053019

Работа выполнена в Московском государственном институте стали и сплавов (технологическом университете)

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ: доктор технических наук

О.Е. Осинцев

доктор химических наук А.Н.Стрелецкий

доктор технических наук С.С. Иванов

ВЕДУЩАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ:

ФГУП ВИАМ

Защита диссертации состоится «15» марта 2007 г в 14 час 00 мин на заседании диссертационного совета Д 212.127.01 при Московском государственном вечернем металлургическом институте по адресу' 111250, г Москва, ул. Лефортовский вал, д.26. Телефон: (495) 3611480, факс- (495) 3611619 e-mail' mgvmi-mail@mtu-net.ru

Отзыв на автореферат в двух экзеплярах просим направлять по адресу: 111250, г. Москва, ул. Лефортовский вал, д.26, МГВМИ, Ученый совет.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского государственного вечернего металлургического института.

Автореферат разослан « 13 » февраля 2007 г.

Ученый секретарь диссертационного совета,

/

Кандидат технических наук, доцент

Башкирова Т.И.

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМЫХ СОКРАЩЕНИЙ И ОБОЗНАЧЕНИЙ:

КМ - композиционный материал;

МКМ - металлический композиционный материал;

ЖМ - жидкофазные методы;

ЖПр - жидкофазная пропитка для получения КМ;

ВПК - волокнистая пористая керамика;

МЛ - механическое легирование;

УЭ - упрочняющие элементы (волокна, частицы);

УЧ - упрочняющие частицы;

КВ - керамические упрочняющие волокна;

КЧ - керамические упрочняющие частицы;

ГИП - горячее изостатическое прессование;

ЖШ - метод жидкой штамповки,

МЗ - метод механического замешивания в расплав;

ПМ - планетарная мельница;

АТ - аттритор;

ПАВ - поверхностно-активные вещества; ММСр - КМ, содержащий 20 масс. % КЧ ЭтС; MMCf - КМ, содержащие 10 об. % КВ БтС; V,, - критическое значение объемной доли УЭ, КП - комбинированные композиционные поршни.

ВВЕДЕНИЕ

Интерес к исследованиям и разработке КМ на основе различных металлов и сплавов возник еще в 60-х годах 20-го века, в дальнейшем он развивался по возрастающей и не ослабевает в настоящий момент. КМ получают все более широкое применение во многих областях техники начиная от бытовых изделий массового производства и до агрегатов авиалайнеров и космических кораблей. Связано это с тем, что использование КМ, обладающих уникальным сочетанием иногда взаимоисключающих свойств, дает значительный технико-экономический эффект.

В работе изучены и разработаны следующие КМ на А1- и Си-основе, получаемые ЖМ и МЛ и содержащие в качестве УЭ металлические или керамические фазы в разных пространственных формах

1 КМ, получаемые ЖПр под давлением на основе А1 и его сплавов с металлическими (стальная проволока) и КВ (длинномерные бескерновые волокна Б^С), расположенными в матрице в виде моноволокон или тканых и трикотажных конструкций. Такие КМ могут быть использованы для получения деталей, к которым предъявляются повышенные требования по прочности и жесткости в одном направлении, например, для шатунов двигателей внутреннего сгорания.

2. КМ, получаемые ЖПр под давлением на основе А1 и его сплавов с КВ на основе $¡02 и АЮч, хаотично расположенными в матрице и жестко скрепленными между собой в каркасы (преформы). Такие КМ могут быть использованы для получения жаропрочных, термически стабильных и износостойких деталей, например, поршней двигателей внутреннего сгорания.

3 КМ, получаемые МЗ в расплав А1 и его сплавов дисперсных КЧ (размером 10-15 мкм). Такие КМ могут быть использованы для получения жаропрочных, термически стабильных и износостойких деталей двигателей внутреннего сгорания, например поршней или головок блоков цилиндров.

4. КМ, получаемые методом МЛ на А1- и Си-основе с металлическими частицами (на основе Сг) и КЧ (51С, АЬОт и др.) (размером менее 1 мкм). Такие дисперсно-упрочненные КМ на А1-основе могут быть использованы для получения жаропрочных, термически стабильных и износостойких деталей различного назначения, например, деталей двигателей, а на Си-основе - для получения жаропрочных, термически стабильных и дугостойких электрических контактов.

Необходимость в разработке таких КМ и технологий их получения возникла в связи с существованием остро стоящей проблемы композиционного материаловедения - высокой себестоимостью материалов.

В связи с этим актуальным является проведение комплексных исследований, направленных на: (I) повышение эксплуатационных свойств и эффективности производства КМ,

(2) упрощение и удешевление технологических схем получения КМ за счет использования более эффективных и экономичных операций и режимов; (3) повышение экономичности КМ за счет пршхенения более дешевого и доступного сырья для их получения, включая лом и отходы.

В связи с этим в работе были поставлены следующие ЦЕЛИ: Оптимизировать состав и структуру КМ: на основе Al, получаемых: (1) жидкофазной пропиткой расплавом под давлением с УЭ в виде волокнистых преформ на основе S1O2 и АЬОз и длинномерных бескерно-вых волокон SÍC; (2) методом механического замешивания в расплав КЧ SiC (размером 10-15 мкм), на основе Al и Си, получаемых методом MJI с использованием крупных не порошковых исходных матричных (в том числе вторичного сырья) и металлических (Сг) и КЧ (SiC, AI2O3 и др.). На основе проведенной оптимизации разработать новые экономичные высокопрочные и жаропрочные КМ, а также экономичные технологии получения деталей из них.

Для достижения поставленных ЦЕЛЕЙ решали следующие ЗАДАЧИ: (1) Построение многокомпонентных диаграмм состояния на Al-основе с компонентами матричных сплавов (Si, Cu, Zn, Mg) и УЭ (SiC); предложение на основе диаграмм состояния рекомендаций по оптимизации составов КМ и режимов их получения. (2) Изучение особенностей формирования структуры КМ на основе систем Al-Fe, Al-Si-O, Al-Si-C, Al-Mg-Si-C, Al-Cu-Si-C, Al-Zn-Si-C на стадиях смачивания, взаимодействия и кристаллизации при получении жидкофазны-ми методами пропитки под давлением и механического замешивания. На основе полученных закономерностей формулировка рекомендаций для выбора оптимальных составов КМ и технологий их получения. (3) Разработка жаропрочных и термически стабильных КМ на основе Al-сплавов, получаемые методами пропитки волокон под давлением и механическим замешиванием УЭ в расплав, предназначенных для получения деталей форсированных двигателей внутреннего сгорания. (4) Изучение особенности формирования структуры Al- и Си-КМ на основе различных систем, получаемых из относительно крупных не порошковых шихтовых составляющих на стадиях высокоэнергетического воздействия в мельницах, консолидации и термообработки. На основе полученных закономерностей разработка научных основ для создания экономичных MJI КМ на Al- и Си-основе. (5) Разработка электротехнических и конструкционных КМ, получаемых методом МЛ, в том числе из вторичного сырья, предназначенных для получения дугостойких контактов на Си-основе и жаропрочных и термически стабильных деталей двигателей внутреннего сгорания на А1-основе.

НА УЧНО- ТЕХНИЧЕСКАЯ ЦЕННОСТЬ И НОВИЗНА:

1. Применен диаграммный подход для анализа процессов взаимодействия в КМ на основе Al и его сплавов с SiC, для чего уточнены и впервые построены фрагменты диаграмм состояния систем Al-Si-C, Al-Mg-Si-C, Al-Zn-Si-C и Al-Cu-Si-C в виде проекций Al-угла, политермических и изотермических разрезов для условий метастабильного равновесия, а также для неравновесных условий кристаллизации КМ Показано, что необратимый характер взаи-

модействия А1 и его сплавов с Э^С связан с торможением или полным подавлением нонвари-антной перитектической реакции Ь+А14Сз=>(А1)+81С.

2. С использованием структурного анализа и построения кинетических и температурных зависимостей линейных размеров реакционных зон и массовой доли фаз - продуктов взаимодействия на межфазной границе предложены структурные модели взаимодействия на границах раздела «матрица - УЭ» для КМ на основе А1 и сплавов систем А1-31, А1-Си, А1-2п, А1-Г^-81, А1-2п-М§-Си, А1-81-Си-1У^, а также керамических УЭ БЮг, А12О3 и ЭЮ.

3.На основе исследований формирования А1-КМ на стадиях смачивания, взаимодействия и кристаллизации проведена оптимизация состава матричных сплавов, состава и структуры УЭ, всего КМ в целом, а также технологических параметров получения композиционных отливок Опробованы различные варианты КМ на основе силуминов, упрочненных КВ из БЮг и муллитокремнезема, КЧ или длинномерными бескерновыми волокнами представлены и опробованы экономичные технологические схемы получения из КМ деталей форсированных двигателей внутреннего сгорания.

4. Показана возможность эффективного получения МЛ КМ на основе Си и А1-сплавов из изначально крупных матричных (500-5000 мкм) и упрочняющих КЧ или металлических (1040 мкм) частиц. Показано, что во время мощного воздействия в ПМ в течение 30-120 мин в таких КМ достигается гомогенная и дисперсная структура, состоящая из зерен (А1) или (Си) размером 20-200 нм и равномерно распределенных в них УЭ с размером менее 1 мкм. Показано, что такая структура формируется тем быстрее, чем выше объемная доля УЭ, а также выше легированность (А1) или (Си) и доля фаз, в них распределенных.

5.Показана возможность получения дисперсно-упрочненных КМ на основе А1 сплавов из разнородных по составу крупных (500-5000 мкм) шихтовых материалов путем их обработки в ПМ в воздушной атмосфере. В результате такой обработки в течение 30-120 мин происходит формирование КМ, структура которых состоит из зерен (А1) размером 50-200 нм, и дисперсных аморфных частиц оксидов А1 и Mg размером 3-250 нм с объемной долей 10-15%.

6. Предложена структурная модель формирования гранул КМ из крупных шихтовых составляющих, которая состоит из следующих этапов МЛ: Первый: раздельное диспергирование компонентов шихты, когда ее отдельные составляющие измельчаются, но еще не участвуют в МЛ. Второй: подключение кооперативных процессов множественного внедрения УЧ в поверхность матричных и их последующего вовлечения в объем материала в результате сварки гранул между собой. При этом вовлечение УЧ в объем материала проходит двумя способами: по известному механизму «формирования слоеного пирога» и путем первоначального смятия пластичных матричных частиц, их изгиба и захвата в образовавшуюся полость свободных УЧ и мелких гранул, последующего их складывания и сварки. Для этого этапа характерен четко выраженный слоистый характер структуры. Третий: полное исчезновение раздельно существующих компонентов, формирование более компактных и одно-

родных по структуре гранул, содержащих равномерно распределенные дисперсные УЧ. Кроме диспергирования УЧ для этого этапа характерно уменьшение размера зерна (А1) и (Си), величина которого определяется наличием в КМ эффективных препятствий для перемещения дислокаций и границ зерен.

7. Показана принципиальная возможность получения консолидированных образцов КМ на различной основе по схеме двухстороннего прессования при температурах 200-600 °С, что гарантирует достижение высокой плотности образцов (>95%) при полной потере индивидуальности бывшими гранулами. Во время консолидации гранул из-за восстановительных процессов и распада (А1) и (Си) происходит снижение твердости КМ на величину 10-70 %, зависящую от наполненности УЧ, химического и фазового состава матрицы. Показано, что повышенная доля УЧ, а также увеличение продолжительности МЛ приводят к росту сопротивления консолидации гранул на разной основе, и, как следствие, к увеличению пористости компактных образцов КМ.

8. Даны рекомендации по выбору состава и исходной структуры крупных кусочно-стружковых шихтовых материалов, предложены и опробованы различные шихтовые маршруты, способствующие наиболее эффективному измельчению и равномерному распределению грубых частиц различных фаз в многокомпонентной матрице, а также равномерному распределению в ней дисперсных УЧ. Предложенные схемы формирования КМ позволяют экономично вернуть в производство низкосортное, плохо поддающееся переработке вторичное сырье и обратить его недостатки - загрязненность примесями в преимущества.

ПРАКТИЧЕСКАЯ ЦЕННОСТЬ И ВНЕДРЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ РАБОТЫ: На основе анализа структуры на разных уровнях, а также построения закономерностей, связывающих параметры структуры и свойства, предложены следующие экономичные КМ на основе А1 и Си конструкционного и электротехнического назначения, а также экономичные и эффективные технологии получения готовых полуфабрикатов или деталей из них.

\.КМ на основе силуминов и волокнистой пористой керамики, получаемые жидко-фазной пропиткой расплавом под давлением. Для внедрения предложены КМ:

- на основе сплава АК12ММгН, содержащего 11-18 об.% волокон муллитокремнезема или БЮг и имеющие следующие свойства: НВ(120-135); а„2О=(200-220) МПа; а„1ОО=(120-190) МПа; НВ,ЗС0(20-28); а=(20-21) х 10"6, К"'; СТюо35°=(50-60) МПа.

С использованием предложенных КМ разработан комбинированный поршень и его варианты для тяжело нагруженных двигателей внутреннего сгорания.

Разработана технология получения точных отливок комбинированных поршней из новых материалов пропиткой и кристаллизацией под давлением.

2. КМ на основе силуминов и частиц 5/С, получаемые методом механического замешивания УЭ в расплав. Для промышленного опробования совместно с ВИЛС предложены КМ:

- АК9ч-15об %8|С, имеющий следующие свойства. ав20=310±2 МПа; 520=1,2±0,2%, НВ105+3; ав2,0= 130+2,5 МПа; б2,0=Ю±1%; НВ,30016+0,5,

- АК12ММгН-15об.%$1С, имеющий следующие свойства: ав20=3 65±2 МПа; 520=1,4+0,1%; НВ 130+2; а„1,0=75+2 МПа, 5г,0=2,4+0,1 %; НВ,™27±2.

КМ и отливки деталей двигателей внутреннего сгорания из них предложено получать по двухстадийной технологической схеме- (1) получение на специализированном предприятии слитков-полуфабрикатов с применением метода механического замешивания УЧ в расплав; (2) вторичный переплав слитков-полуфабрикатов и получение фасонных отливок из КМ методом литья в кокиль с последующей газостатической обработкой (ГИП) или методом жидкой штамповки (ЖШ).

3 Дисперсно-упрочненные МЛ КМ на основе сплавов АК12ММгН, Д16, 1976 (А1-1п-Mg-Cll) и др. Для внедрения предложен дисперсно-упрочненный частицами $1С или АЬОт КМ на основе сплава АК12М2МгН, например, материал АК12М2МгН-20%А1203, который после 120 мин обработки в ПМ и консолидации при температуре 400 °С имеет следующие свойства НУ 275+5, НВ|"°=240+20 МПа, а'20"4001 =18-10"6 К"1. Предложена экономичная технология получения деталей и деформируемых полуфабрикатов из этих КМ, в том числе для случая использования низкосортного вторичного сырья (стружковых отходов).

4.Дисперсно-упрочненные КМ электротехнического и конструкционного назначения на основе Си, получаемые МЛ. Для внедрения предложены следующие дисперсно-упрочненные КМ- КМ на основе системы Си-81С, например, КМ Си-25% 51С, который после МЛ и консолидации при температуре 600 С имеет следующие свойства: НУ290±8, НВ|1,0ЮО±4, электропроводность 10+0,4 МСм/м, а(20'ш =10*10"6 К"1. Разработан технологический процесс получения из новых Си-КМ деталей и деформируемых полуфабрикатов.

- дисперсно-упрочненный КМ на основе системы Си-Сг, например, КМ Си-50%Сг (СиСг50), который после МЛ и консолидации при температуре 650 °С имеет следующие свойства: НВ320±8, НВ,"080±4, электропроводность 17,6±0,4 МСм/м; КМ СиСг50 прошел успешные испытания в условиях Московской железной дороги и внедрен в качестве дуго-гасительного контакта быстродействующих автоматических переключателей типа ВАБ-28.

ВКЛАД СОИСКАТЕЛЯ: Автор диссертации сформулировал концепцию работы, осуществлял научное руководство исследованиями, принимал непосредственное участие в разработке методик, проведении экспериментов (включая большинство собственноручных структурных исследований) и интерпретации полученных результатов.

Настоящая работа представляет собой обобщение результатов, полученных автором при выполнении научно-исследовательских работ в МИСиС с 1990 по 2006 гг.

АПРОБАЦИЯ РАБОТЫ И ПУБЛИКАЦИИ: Результаты доложены и обсуждены на следующих международных конференциях' "Химволокно - 2000", г Тверь; «Прогрессивные литейные технологии», г Москва, 24-26 октября 2000, «Слоистые КМ - 2001», г. Волгоград, 24-28 сентября 2001; «EUROMAT 2001», Italy, Rimini, June 10-14, 2001; «Materials Week 2001» 1-4 Oct 2001, Munich, Germany, «Materials Week 2002» 30 Sept - 2 Oct 2002, Munich, Germany; «Second International Symposium on Ultra fine Grained Materials», 2002, Seattle, USA; «Новые перспективные материалы и технологии их получения - 2004», 20-23 сентября 2004, ВГТУ, Волгоград; «ICCA8», Cambridge, UK, July 1-5, 2002, «ICCA9», Brisbane, Australia, August 2-5, 2004; ICCA1 O.Vancouver, Canada, July 9-13, 2006; «Рециклинг алюминия» третья международная конференция и выставка, Москва, 29-31 марта 2006; «Развитие инновационного сотрудничества», Милан - Турин - Удина - Венеция, Италия, 28 мая - 3 июня 2006 г. На Российских конференциях: «Новые материалы и технологии машиностроения», 18-19 ноября 1993, МГАТУ; «Новые материалы и технологии», Москва, 1995; «Новые тенденции и проблемы экологии и рационального использования вторичных ресурсов Основные направления развития и технического перевооружения предприятий вторичной металлургии» «МЕ-ТАЛЛЭКСПО», Москва, МИСиС, 17 ноября 2005, ПРОСТ-2002, Москва, МИСиС, 16-18 апреля, ПРОСТ-2004, Москва, МИСиС, 20-22 апреля; ПРОСТ-2006, Москва, МИСиС, 18-20 апреля.

Основное содержание диссертации опубликовано в 2 книгах, 36 статьях (в том числе 18 в журналах, рекомендованных ВАК), 19 тезисах докладов на конференциях, получено 3 Российских патента и 1 Положительное решение; зарегистрировано 5 ноу-хау.

СТРУКТУРА И ОБЪЕМ ДИССЕРТАЦИИ: Диссертация состоит из введения, 3 глав, выводов, списка литературы из 183 наименований Она изложена на 387 стр., включая 211 рис., 63 табл

БЛАГОДАРНОСТЬ: Автор выражает глубокую благодарность своим учителям, профессорам Золоторевскому В С. и Портному В К, а также своему коллеге и соавтору, профессору Белову Н. А. за консультации при выполнении работы и конструктивные замечания, которые позволили улучшить рукопись диссертации.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ:

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, очерчен круг КМ - объектов исследования, определены цели и задачи исследования, а также сформулированы научно-техническая ценность, новизна и практическая значимость работы.

Структуру и свойства КМ исследовали с помощью следующих современных методов и приборов: просвечивающие электронные микроскопы JEM-2000EX и Philips 30 СМ, сканирующие высокоразрешающие электронные микроскопы JSM-35CF и LEO 1530 GEMENI, микрорентгеноспектральный анализ CAMSCAN CS44C-100S с энергодисперсионным анали-

затором LINK ISIS-L200D, рентгеновский фотоэлектронный спектрометр (РФЭС) PHI5500, ионный микроскоп Strata 201, Оже сканирующий микроскоп PHI-680, дилатометр L1NSEIS 76/1 ООО и др.

Глава 1. Формирование КМ на основе А1, получаемых жидкофазной пропиткой под давлением и механическим замешиванием.

Рассмотрены основные аспекты формирования А1-КМ, получаемых ЖПр расплавом под

давлением конгломерата KB (преформы) и механическим замешиванием КЧ в матричный расплав.

ЖПр получали КМ системы А1-сплавы - ВПК. Эта система выбрана базовой для разработки высокопрочных, жаропрочных и термически стабильных КМ, предназначенных для изготовления КП тяжелонагруженных двигателей внутреннего сгорания. В качестве волокнистой пористой керамики использовали KB AI2O3, S1O2 и муллитокремнезема. Преформы из них получали по традиционной технологии изготовления термостойких конструкций КМ получали на основе различных А1- сплавов и KB (11-18 об. %) пропиткой преформ методом одностороннего прессования на прессах для жидкой штамповки при давлении прессования (50-220) МПа.

Пропиткой под давлением получали также КМ системы А1-сплавьт - длинномерные бес-керновые волокна SiC. Эта система выбрана в качестве перспективной для разработки высокопрочных и жестких однонаправленных КМ. Волокна SiC ф-SiC, F43m, а=0,435 нм) для последующего армирования были получены методом формования из расплава волокнообра-зующего поликарбосилана и последующей термохимической обработки в инертной среде при повышенных температурах.

Методом механического замешивания в жидко-твердом состоянии получали КМ на основе сплавов АК12ММгН и АК9пч, упрочненные КЧ SiC (порошок a-SiC размерностью 10 мкм, Рбзтс, а=0,3078 нм, с=п*0,2518 нм, где п - число слоев в элементарной ячейке). Эти КМ выбраны базой для разработки высокопрочных, жаропрочных и термически стабильных КМ, предназначенных для получения из них различных деталей двигателей внутреннего сгорания

По результатам исследований признано, что важнейшими процессами при получении КМ являются смачиваемость и взаимодействие на границах раздела и последующая кристаллизация.

При получении КМ жидкофазной пропиткой смачиваемость рассматривали как процесс, при котором важнейшими технологическими параметрами являются давление пропитки, температура матричного расплава и время контакта расплава с поверхностью УЭ. С практической точки зрения все эти параметры должны обеспечивать полную смачиваемость или плотный контакт по всей межфазной поверхности KB - матрица при минимальной объемной доле пор. Выявлено существование оптимального интервала температур расплава, при кото-

рых наблюдается полное пропитывание преформы или полная смачиваемость на поверхностях раздела матрица - КВ. Для КМ на основе сплава АК12ММгН и волокнистой пористой керамики из КВ БЮг, А1201 и муллитокремнезема оптимальная температура = 800 °С. Высокая температура расплава способствует его повышенной жидкотекучести, способности проникать в самые тонкие каналы в местах соприкосновения волокон, и, тем самым, обеспечивает наиболее полный контакт на межфазной поверхности. При этом показано, что дополнительное повышение температуры расплава выше оптимальной нецелесообразно из-за активизации процессов взаимодействия расплава с КВ.

Показано, что с точки зрения полной смачиваемости на межфазных границах для КМ сплав АК12ММгН - волокнистая пористая керамика из КВ ЭЮг, АЬСЬ и муллитокремнезема оптимальным является интервал давлений 130-180 МПа. Превышение уровня давления приводит к возможности потери целостности преформы при пропитке.

Показано положительное влияние поверхностно-активных веществ (ПАВ) на процессы смачивания при жидкофазной пропитке. Нанесение активного слоя ПАВ из металлургических флюсов или медного порошка способствует повышению важнейших механических свойств и улучшает производительность процесса пропитки за счет снижения уровня давлений и температур пропитки.

Показано, что, несмотря на достаточно полное смачивание в системе А1 и его сплавы -КВ БЮ, обеспечить прочную связь на границе раздела удается только допустив частичное регламентированное взаимодействие на межфазной границе без образования хрупких фаз

Полная смачиваемость в КМ с замешенными КЧ - это процесс, который обеспечивает прочное соединение фаз по межфазной границе, равномерное распределение КЧ в расплаве, а также способность композиционной суспензии хорошо заполнять литейную форму.

Полученные выводы сделаны на основе экспериментов по оценке относительной пористости, длительной твердости и прочности при комнатной и повышенной температурах, а также на основе систематических исследований структуры КМ, включая анализ поверхности изломов. Эти данные позволили с высокой точностью оценить порог полной смачиваемости на межфазных границах и сформулировать рекомендации по оптимальным режимам получения КМ.

Взаимодействие на границах раздела в жидкофазных КМ - это процесс, который во всем своем многообразии проходит в условиях непосредственного и часто длительного контакта (в зависимости от способа получения КМ) УЭ с матричным расплавом. Из данных литературы следует, что в подавляющем большинстве КМ полностью подавить взаимодействие не удается, а в некоторых случаях отсутствие взаимодействия даже отрицательно сказывается на свойствах. Описано большое многообразие типов связи на межфазных границах, их структурных, фазовых и кинетических проявлений, что заставляет исследователей искать пути, обеспечивающие прохождение взаимодействия в заранее определенных рамках. Таким

образом, м в настоящих исследованиях ставили задачу путем оптимизации составов КМ систем Al-SiC, Al-Als0.i, Al-SiО; и режимов их получения достичь так называемого регламентированного взаимодействия.

На основе проведенных исследований и анализа известных данных о диаграмме состояния системы Al-Si-О была предложена следующую модель взаимодействия Al-расплава с КВ. содержащими кремнезем.

После обеспечения полного смачивания КВ расплавом первоначально в местах наилучшего контакта по межфазной границе Al диффундирует в КВ, Движущей силой такого процесса является большее сродство Al к О, чем у Si и. в конечном итоге, его стремление образовать фазу AijCh. Процесс «замены» SÍCK на A¡iCh может проходить через промежуточную стадию образования муллита в зоне взаимодействия в соответствии с реакцией:

AI+S¡0;=>Al+Si+3Ab0.4*2Si02=>Al+Si+Al30^. (I)

Для системы Al - муллитокремнезем взаимодействие может проходить в соответствии с реакцией:

AJ+3 AlzOj*2S iÜ2=> A1+SÍ+А ЬО.ч. (2)

Одновременно с процессом «замены» оксидов высвободившийся 51 переходит в расплав, а при последующей кристаллизации выделяется в составе эвтектики или первичных кристаллов.

Важным практическим результатом исследований является то, что образование хрупкой зоны химического взаимодействия на границе А!-сштав - КВ (рис. 1) приводит к катастрофическому ухудшению механических свойств (<Тв35° не превышает 50 МПа, а 5 снижается до

нуля).

ШЯЕ

Показано, что с помощью регламентирования режимов пропитки, в частно-

Рис. I. Структура КМ AK12MMrH.11 после выдержки при 800 °С, 10 мин сти, темпе-

(а) и КМ А1-10% об.% в1С после выдержки при 900 °С, 4 ч (6).

ратуры расплава и времени его контакта с поверхностью КВ, удается избежать химического взаимодействия КВ с расплавом. При этом обеспечивается прочная связь на границе раздела по механизму смачивания и растворения.

В качестве объектов для исследования процессов взаимодействия в системе А1-81С были выбраны КМ двух классов: (1) КМ, содержащие 20 масс. % КЧ Б1С (ММСр); (2) КМ, содержащие 10 об. % КВ БЮ (ММСГ) На основе полученных результатов и литературных данных предложен следующий механизм взаимодействия.

Первоначально в системе протекает диффузия А1 в КВ или КЧ и, одновременно, $1 из УЭ к поверхности раздела. Под действием высокой температуры и диффузии А1 в структуре КВ происходит полиморфное превращение ф-51Сн>а-81С) в отдельных участках. Би поступающий к поверхности раздела, растворяется в жидком А1.

После насыщения жидкости $1, а тела УЭ - А1, при температурах выше 650° С в КМ складываются условия для прохождения реакции:

4А1 + 351С => 381 + А14С3 (3)

Продукты реакции на определенной стадии взаимодействия образуют барьерный слой (см. рис.1) и препятствуют дальнейшей диффузии А1 к не прореагировавшей части УЭ, скорость реакции при этом резко падает. При высоких температурах (>800 °С) реакционная зона начинает разрушаться, обеспечивая контакт А1 с 8|С В результате взаимодействие между А1 и волокнами 81С может проходить до полной деградации УЭ

Приведенные выше заключения сделаны на основе детального изучения структуры и фазового состава продуктов взаимодействия А1 с КЧ- и КВ-81С в процессе длительных выдержек при температурах 700, 800 и 900 °С. По результатам этих исследований строили временные и температурные зависимости различных параметров, характеризующих ход взаимодействия (см., например, рис. 2). Сравнение процессов взаимодействия с КЧ а-8Ю и КВ (З^С показало, что в целом кинетика и фазовый состав продуктов взаимодействия этих КМ близки.

Исследовано влияния на взаимодействие в КМ на основе А1, упрочненных КЧ а-БЮ и КВ р^С. Подтверждено его положительное влияние на подавление процессов взаимодействия на границе раздела матрица - УЭ (рис. 3).

(О -во; §

Ц

к я ш о

8 со 5

201

N ■ ■

т ■ »

•

0 5 10 15 20 2 Время, ч

Рис. 2. Зависимость доли фаз 81С, АЦСз и 81 в КМ ММСр А1-20%81С от времени выдержки при температуре 800 °С.

При этом на характер взаимодействия не оказывает существенного влияния тип УЭ. Выявлены только некоторые различия во влиянии на взаимодействие А1 с а- и Р-БЮ. Так, в КМ с р-5Ю введение приводит к усилению взаимодействия, что, по-видимому, свя-

зано с малой объемной долей Р-Б1С (10 об.%)

Кроме того, в КМ А1-12%81-(а-81С) при температуре 700° взаимодействие полностью подавляется, тогда как в КМ А1-12%81-(Р-8|С) наблюдается образование и рост реакционной зоны при тех же условиях. Этот факт можно объяснить наличием в составе КВ Р-Б1С свободного углерода.

На основе проведенных исследований сделан вывод о целесообразности использования

Исследована структура и фазовый состав КМ на основе сплавов систем и А1-Mg-Si с КЧ и КВ БЮ, подвергнутых выдержкам при 700, 800 и 900 °С. Показано,

что М§ сильно влияет на фазовый состав КМ и способствует образованию фазы Мдг81 при последующей кристаллизации. По данным структурных исследований построены кинетические зависимости размеров образующихся реакционных зон и массовой доли фаз: (А1), БГС, АЦСз, Л^Бь 81.

На основе проведенных исследований предложен следующий механизм взаимодействия в присутствии Mg.

Первоначально Mg из расплава диффундирует в КВ, а 81 одновременно - из БЮ. В расплаве 81 взаимодействует с Mg с образованием фазы Mg2Si при последующей кристаллизации В результате диффузии складываются условия для химического взаимодействия матрицы с ЭЮ. В отличие от КМ на основе чистого А1, Mg тормозит реакцию (3), и кроме нее реализуется реакция:

4Al+6Mg+ЗSlC->Al4Cз+ЗMg2Sl (4)

Образующиеся продукты реакции выделяются на поверхности раздела матрица- 81С и затрудняют ее протекание.

силуминов в качестве самой оптимальной матричной составляющей КМ.

Рис. 3. Зависимость массовой доли фаз ЭЮ, АЦСз и в! в КМ ММСр АЬвЬ 20%81С (7 ч выдержки при 800 °С) от содержания 51.

Кроме того, было изучено влияние совместного легирования М§ и на взаимодействие А1 с 81С. Общий вид кинетических кривых взаимодействия в целом схож с подобными кривыми для КМ только с Mg. В целом сделано заключение о том, что фазовый состав продуктов взаимодействия и кинетика их образования в присутствии Mg в ММСр и ММСГ схожи.

Исследовано отдельное влияние Си и Хп, а так же совместное влияние Ъп, Mg, Си и на процессы взаимодействия в КМ с Б1С двух модификаций. Показано, что Си и 7л\ практически не влияют на фазовый состав продуктов взаимодействия.

Для анализа процессов взаимодействия в КМ А1-8Ю, а также для выработки обоснованных рекомендаций по составу и параметрам получения этих КМ применен диаграммный подход

Проанализированы известные данные о диаграммах состояния системы А1-81-С необходимые для анализа процессов взаимодействия в этих системах и построения соответствующих элементов диаграмм.

На основе экспериментов и с использованием данных литературы проведено уточнение диаграммы состояния системы А1-81-С и построение диаграмм Al-Mg-SI-C, А1-гп-$1-С и А1-Си-51-С для состояния метастабильного равновесия (выдержка в течение 20-25 ч при 700, 800 и 900 °С, когда фазовый состав КМ не изменялся), а также рассмотрена последовательность кристаллизации КМ, которая вытекает из анализа диаграмм состояния

Уточнение диаграммы состояния системы А1-81-С. Политермические разрезы этой системы строили на основе известных данных, и они проходили через составы исследованных КМ с содержанием 10 об. % КВ и 20 масс. % КЧ БЮ. Разрезы строили по известным изотермам ликвидуса, а также температурам и концентрациям нонвариантных реакций

При графическом построении политермических разрезов учитывали трудность экспериментального определения значений концентраций компонентов при температурах нонвариантных превращений для тройной системы. Поэтому эти значения были определены расчетным путем для заданного состава сплава и концентрации компонентов во всех фазах для соответствующих нонвариантных реакций двойных систем. При расчете делали допущение, что в многокомпонентных сплавах состав всех фаз постоянен и не зависит от состава сплава Из политермического разреза А1-8ГС (рис. 4) видно, что уже введение даже менее 0,001 % БЮ делает сплавы гетерофазными. Если сплав попадает в интервал 0,001-2,3 масс % БЮ, то кристаллизуется фаза АЦС.ч по моновариантной перитектической реакции При этом ниже температуры 650 °С в сплавах этого состава структурных изменений не происходит.

При содержании БЮ более 2,3 масс. %, во всех КМ при 650 °С проходит нонвариантная перитектическая реакция, а при дальнейшем понижении температуры превращения не проходят. В структуре таких КМ присутствуют фазы (А1), А14С3 и БЮ. Это объясняет возможность протекания реакции взаимодействия 4А1+381С=>381+АиСз, которая не доходит до

конца. Предшествующая нонвариантной перитектической реакции кристаллизация эвтектики (АиСч+вЮ) проходит при охлаждении КМ, содержащего 81С>3,6 масс.%.

Из рис. 4 следует, что все точки, соответствующие составам изучаемых КМ при температурах выдержки 700-900 ПС, находятся в трехфазной области Ь+АиСч+БЮ.

В КМ на основе сплава АИ% 81 нонвариантное перитектическое превращение (приводящее к образованию $1С) должно проходить при содержании $1С>0,9 масс. %. После кристаллизации сплава А1-1% 8| с низким содержанием 8|С (до 0,9%) в структуре может присутствовать фаза А14Сз При содержании 8Ю>2,4 масс. % в интервале температур от начала первичной кристаллизации фазы А14Сз и до 650 °С проходит моновариантная эвтектическая реакция. Понижение температуры не приносит значимых изменений - в структуре присутствуют фазы (А1), АЦСз и ЭЮ. Все точки, соответствующие составам изучаемых КМ при температурах выдержки 700-900 °С, также находятся в трехфазной области Ь+А14Сз+81С.

Общим для КМ на основе сплавов А1-(3-12)% является то, что нонвариантное перитектическое превращение Ь+А14Сз=> (А1)+81С в них не проходит (рис. 5). При малом содержании 81С в КМ с (3-5-7)% Б1 из жидкости выделяются первичные кристаллы (А1), а при 12% Б! - кристаллы (81) Во всех КМ при увеличении БЮ из жидкости первично кристаллизуется фаза А14Сз, а далее проходит моновариантная перитектиче-ская реакция Ь+А14Сз=>8!С.

При понижении температуры эта реакция заканчивается исчезновением фазы АЦС3. Следующей первично кристаллизуется 8С. В КМ близкого состава в интервале температур проходит моновариантная эвтектическая реакция Ь=>(А1)+81С. Процесс кристаллизации заканчивается при 576 °С образованием фаз (А1), (81), и 8Ю.

Особенностью этой группы КМ является то, что температура начала моновариантного эвтектического превращения Ь=>(А1)+$1С постоянна. По мере увеличения содержания в сплаве в двухфазную область Ь+8Ю попадают точки, соответствующие составам КМ с 3% 81

ЭЮ, %

Т, °С 1 2 3 7 14

Рис. 4. Политермический разрез А1-51С.

SiC, at %

- при 700°C с 12 % Si - при 700-900 " С Согласно разрезам в структуре должны присутствовать фазы (Al), (Si) и SiC.

Однако в реальных условиях наблюдали отклонение от диаграммы метастабильного равновесия. Оказалось, что политермические разрезы на (рис. 4 и 5) описывают только высокотемпературное состояние КМ, но не годятся для описания фазового состава КМ при комнатной температуре. Дело в том, что в соответствии с предложенной диаграммой метастабильного равновесия в КМ, в зависимости от содержания Si возможно формирование двух типов структур.

1. В КМ на Al-основе и сплавов Al-Si, содержащих <3% Si, после охлаждения должны присутствовать только фазы (Al), SiC и АЦСз Однако кроме этих фаз в

отливках из ММСр и MMCf присутствует фаза (Si).

2. В КМ на основе сплавов Al-Si, содержащих от 5 до 12% Si, в структуре после охлаждения должны присутствовать только фазы (Al), (Si) и SiC. Однако в отливках из ММСр и MMCf после взаимодействия часто присутствует фаза АЦСз

Сделан вывод о том, что при охлаждении КМ в неравновесных условиях в системе не успевают пройти до конца некоторые реакции В связи с эти было проведено уточнение диаграммы состояния Al-Si-C с учетом отклонений, и построены неравновесные политермические разрезы. При их построении учитывали, что в результате частичного или полного подавления перитектических реакций количество фаз в одном сплаве после неравновесной кристаллизации может быть больше трех, а геометрические закономерности равновесных разрезов могут не соблюдаться.

Применительно к системе Al-Si-C основным фактором отклонения реального фазового состава от метастабильного равновесия является нонвариантная четырехфазная перитектиче-ская реакция L+A14C3=>(A1)+SiC. Именно ее подавление приводит к сохранению после кристаллизации фазы АЦСз, образовавшейся в результате взаимодействия Al-расплава с SiC.

AI+7%Si

0 002

SiC, %

Рис. 5. Политермический разрез Al-7%Si-S¡C.

Методически подобный факт позволил использовать экспериментальные значения объемной доли БЮ, оцененные при комнатной температуре, для анализа фазовых равновесий при повышенных температурах. При определении количества фаз расчетным методом значения концентрации легирующих элементов в жидкости при рассматриваемых температурах находили по диаграммам метастабильного равновесия

Показано хорошее соответствие экспериментальных и расчетных данных количества фаз для трехфазной области Ь+АЦСз+ЗК.

В результате, неравновесный политермический разрез А1-81С (рис. 6) отличается от соответствующего разреза для условий метастабильного равновесия. Это отличие заключается в расширении области Ь+А14Сз+(А1) и появлении при температурах ниже 650 °С фазы (81), которая образуется по моновариантной эвтектической реакции.

На (рис. 6), горизонталь при температуре 576 °С, отсутствующая на политермическом разрезе в равновесных условиях, показывает температурную границу образования четырех-

фазной области

ас. а1 %

1-+А14СЭ

Ь+АкСз+ЭЮ

14

1_+(А1)+А14С3+8Ю

Л+А1,Сз+(А1)|

576

А1 3 /4 5 [(А1)+А14С3+8ГС+(81)

10"

ею, %

20

Рис. 6. Неравновесный политермический разрезы А1-81С.

(А1)+А14Сз+81С+(81). Этот факт хорошо согласуется с экспериментами.

Неравновесный разрез А1-1%81-51С отличается от разреза А1-81С наличием области кристаллизации эвтектики (А1+81) при очень малой доле БЮ. От равновесного разреза он отличается появлением жидкости в интервале 650-576 сС, которая кристаллизуется по реакции Ь=>(81)+(А1), и четы-рехфазной области

(А1)+(81)+АЦС3+81С). Именно это обстоятельство объясняет присутствие (80 в КМ. То есть при охлаждении в неравновесных усло-

виях в КМ не успевает полностью пройти перитектическая реакция Ь+А14Сз=>(А1)+81С, а 81-обогащенная жидкость после прохождения моновариантной эвтектической реакции Ь=> (А1)+81С кристаллизуется по нонвариантной эвтектической реакции Ь=>(А1)+(80+81С.

Показано, что неравновесные политермические разрезы Al-3%Si-SiC, Al-5%Si-SiC и А1-7%Si-SiC при низком содержании SrC не отличаются от равновесных. А при больших содержаниях фаза АЦСт не исчезает при переходе в область первичной кристаллизации SiC, что соответствует расширению области моновариантного превращения. Во всех КМ правее пунктира в структуре будут наблюдаться продукты процесса взаимодействия (см., например, рис. 7).

В КМ с 12 масс. % Si взаимодействие расплава с SiC полностью подавляется, отсутствует фаза AI4C3, а доли фаз (AI), SiC и (Si) остаются неизменными. Это хорошо согласуется с экспериментом и политермическим разрезом для метастабильного равновесия, который годится для описания A|.7%Sj 0 002 10 20 неравновесных уело- SiC, %

вий. Рис. 7. Неравновесный политермический разрез Al-7% SiC.

В работе построены также изотермические разрезы при 700, 800 и 900 °С, на которые нанесены фигуративные точки сплавов, соответствующие составам КМ (см., например, рис. 8 а). При температуре 700 °С в трехфазную область L+Al4C3+SiC попадают фигуративные точки КМ на AI-основе и сплава с Al-1% Si.

Наличие фазы AI4C1 в этих КМ подтверждает протекание процессов взаимодействия с образованием AI4C3. Фигуративные точки КМ с 5-12% Si при температуре 700 °С расположены в двухфазной области L+SiC и, согласно диаграмме метастабильно равновесия, при комнатной температуре не должны содержать фазу AI4C3. Это хорошо согласуется с экспериментальными данными, приведенными выше: в КМ с 5, 7 и 12 % Si, выдержанных при температуре 700 'С, в структуре отсутствует фаза AI4C3.

При повышении температуры выдержки до 800 °С, согласно диаграмме метастабильного равновесия Al-Si-C, фазовой области L+SiC принадлежат фигуративные точки КМ на основе AI-сплава с 5-12 % Si. После выдержки при 800 °С эти КМ при комнатной температуре содержат фазу AI4C3, которая сохраняется за счет подавления нонвариантной перитектической реакции L+Al4C3=>(Al)+SiC при охлаждении.

SiC, at. %

Из изотермического разреза при 900 °С следует, что в двухфазной области Ь+Б1С находятся только КМ на основе сплава А1-12% 81, что объясняет отсутствие АЦСч в них.

900 °С

со

20 А|4Сз 30

С, %

44! А18Мд5'

МдгБ!

ег 595

Показано, что уменьшение содержания 81 смещает фигуративные точки КМ в трехфазную область

Ь+АЦС1+5|С. Из этого следует, что при 900 °С возможна полная деградация 8!С, что подтверждается приведенными экспериментами.

На основе изучения диаграммы состояния системы А1-8ьС предложена диаграмма потока, описывающая процессы в КМ на основе системы А1-81-81С при метастабильном равновесии и последующей неравновесной кристаллизации.

Таким образом, полученные многочисленные данные о структуре и фазовом составе КМ, выдержанных при температурах 700, 800 и 900 °С, позволили А14СЗ уточнить диаграмму состояния системы А1-81-С, в том числе и для неравновесных условий. Сделан вы-

Рис. 8. Изотермический разрез при 900 °С (а) и тетраэдр А1-МЛ5А18-81-А1,Сэ диаграммы состояния системы А1-8ьС-\^ (б).

вод о том, что необратимый характер взаимодействия в КМ А1-81С связан с подавлением нонвариантной перитектической реакции Ь+АЦСз=>(А1)+81С, реализуемой только в условиях метастабильного равновесия

Построение диаграммы состояния системы А1-8'|-С-Мй было признано актуальным из-за отсутствия сведений об этой диаграмме. Рассмотрены политермические разрезы, соответ-

ствующие составам исследованных КМ, а также представлен тетраэдр А1-М§3А18-8ьА14Сэ, внутрь которого попадают составы рассматриваемых КМ (рис. 8 б).

При построении диаграммы вводили допущение о том, что в четырехкомпонентной диаграмме состояния нонвариантные реакции с участием С-содержащих фаз сохраняют свой вид, характерный для соответствующих тройных систем (из-за ничтожно малой растворимости С в (А1)), сохраняются также температуры и концентрационное расположение нонвари-антных точек. Политермические разрезы для этой системы строили, ориентируясь на известные из соответствующих трехкомпонентных систем моно- и нонвариантные реакции

Показано, что в сплавах, содержащих БЮ менее 0,001 масс. %, из жидкости первично кристаллизуется (А1). При комнатной температуре структура этих КМ состоит из эвтектики {(А1)+(80}. С увеличением количества и С в КМ первично кристаллизуется 8Ю При дальнейшем охлаждении кристаллизуется двойная {(А1)+8Ю) и тройная {(А1)+(81)+81С) эвтектики (см., например, политермический разрез Al-10%Si-0,3%Mg-SlC на рис. 9).

При комнатной температуре, согласно приведенному политермическому разрезу структура КМ должна содержать фазы (А1), (БО и БЮ. М§ при этом должен полностью находиться в (А1).

При увеличении содержания первичная кристаллизация начинается с образования фазы А14С3. Далее проходит реакция с образованием перитектики

(А14Сз+81С). При понижении температуры идет процесс первичной кристаллизации БЮ. Дальнейшие процессы в этих материалах аналогичны ранее рассмотренным, т.е. кристаллизуется сначала двойная {(А1)+81С}, а затем и тройная {(А1)+(80+81С} эвтектики. При комнатной температуре структура КМ должна содержать фазы (А1), (8О и Б1С, что согласуется с экспериментальными данными.

С увеличением содержания Mg в матричном сплаве более 0,3%, согласно диаграмме состояния Al-Mg-Si, в структуре должна появиться фаза Mg2Sl.

В КМ на основе сплава Al-10%Si-l%Mg при малом количестве БЮ из жидкости первично кристаллизуется (А1). С понижением температуры кристаллизуются двойная {(А1)+(Б1)} и

Т, °С 1000900800700-

0 1 _1_

БГС, а(.1

1+А1.,С,+5|С

600 -|1-+(А))+(51)

10 _!_

1.+ЗЮ

603 4/ Щ

500

тРСг:

ЦАНв!)

!_+(А1)+8|С+(8|)

(А1)+(31)+5Ю

т

А1-10%31- 0 1 15

0.3%Мд БЮ, %

Рис. 9. Политермический разрез А1-10%81-0,3%М§-81С.

тройная {(Al)+(Si)+Mg2Si} эвтектики. При дальнейшем охлаждении никаких превращений не происходит, и при комнатной температуре структура сплавов должна содержать фазы (AI), (Si) и Mg2Si.

Увеличение содержания SiC приводит к тому, что после первичной кристаллизации SiC идет кристаллизация сначала двойной {(Al)+SiC}, а затем и тройной {(Al)+(Si)+SiC) эвтек-тик. Завершается кристаллизация при температуре 550 °С нонвариантной реакцией L=>(Al)+(Si)+SiC+Mg2Si. В результате при комнатной температуре в таких КМ должны присутствовать фазы: (AI), (Si), Mg2Si, SiC. Политермический разрез Al-12%Si-l%-Mg-SiC качественно не отличается от предыдущего.

Изучение диаграммы состояния Al-Si-C-Mg позволило предложить диаграмму потока для тетраэдра Al-Mg2Si-Si-Al4Cj, которая описывает все процессы, протекающие в КМ этой системы при метастабильном равновесии и в неравновесных условиях. Построенная диаграмма состояния позволяет оценивать влияние состава и температуры на образование фазы Mg2Si из SiC

Построение диаграмм состояния систем Al-Si-C-Zn и AI-Si-C-Cu позволило описать превращения, проходящие в КМ при охлаждении, с помощью политермических разрезов А1-(l-6)%Zn-SiC и Al-(l-4)%Cu-SiC. Из политермического разреза Al-(l-6)%Zn-SiC следует, что при низком содержании SiC (<0,001%) первичная кристаллизация заканчивается образованием (AI). Увеличение количества SiC приводит к первичной кристаллизации фазы А14С3, а затем начинается бивариантное превращение Ь=>(А1)+АЦСз. При комнатной температуре структура КМ содержит фазы (AI) и AI4C3.

Дальнейшее увеличение количества SiC, вплоть до рассматриваемых 10 об. %, не изменяет характер первичной кристаллизации. С понижением температуры в КМ кристаллизуется бивариантная (AI4C3+S1C) и моновариантная {(AO+AI4C3+S1C} эвтектики, которые окончательно формируют структуру КМ при комнатной температуре

Показано, что Zn не образует самостоятельную структурную составляющую и не влияет на взаимодействие. Поэтому разрез Al-(l-6)%Zn-SiC в целом аналогичен разрезу Al-SiC. Отличие состоит в том, что нонвариантная реакция L+Al4C3=>AI+SiC, протекающая при температуре 650 °С, становится моновариантной и имеет интервал кристаллизации, и, соответственно, на политермическом разрезе изображается не горизонталью, а областью L+(A1)+A14C3+SIC.

Показано, что политермический разрез AI-(l-4)%Cu-SiC также аналогичен политермическому разрезу Al-SiC. Из него следует, что при низком содержании SiC (<0,001 %) первичная кристаллизация заканчивается образованием (AI). При дальнейшем охлаждении из (AI) выделяется фаза CuAh, и при комнатной температуре в структуре присутствуют фазы (AI) и CuAh.

С увеличением количества Si С после первичной кристаллизации фазы A14Ci начинается бивариантное превращение L=>(A1)+AI4Ci, а при комнатной температуре структура КМ содержит фазы (Al), АЦСз и CuAlj. Дальнейшее увеличение количества SiC до 10 об. % не сказывается на характере первичной кристаллизации. С понижением температуры кристаллизуется сначала бивариантная (AI4C1+S1C), а затем и моновариантная {(A1)+A14Ci+SiC} эвтектики. При комнатной температуре в структуре присутствуют фазы (Al), АЦСч, SiC и СиАЬ. Отличие от разреза Al-SiC состоит в том, что нонвариантная реакция L+Al4Ci=>AI+SiC, протекающая при температуре 650 °С, становится моновариантной и имеет интервал кристаллизации, и, соответственно, на политермическом разрезе изображается в виде области L+(A1)+A14Ci+SiC. Кроме того, на разрезе появляется политерма начала кристаллизации фазы СиАЬ.

На основе результатов систематических исследований взаимодействия между SiC и Al-расплавом, а также примененного диаграммного подхода, позволившего проанализировать процессы кристаллизации, в работе сформулированы следующие практические рекомендации для разработки КМ на основе настоящей системы:

1. Химическое взаимодействие в системе Al- и его сплавы - SiC сопровождается образованием фазы А14Сч и носит необратимый характер в результате возможного торможения или полного подавления нонвариантной перитектической реакции L+Al4Ci=>(Al)+SiC при неравновесной кристаллизации.

2. Для полного подавления взаимодействия с образованием фазы АЦСз в КМ на основе сплавов системы Al-Si температура расплава при получении должна быть не выше 700 "С, а время контакта SiC с матричным расплавом при этих условиях: при содержании в матричном сплаве Si до 7% - не более 0,5 ч; при содержании в матричном сплаве Si от 7 до 12% может быть длительным (сколь угодно, т.к. фаза SiC является равновесной) и определяться технологическим регламентом.

3. В КМ на основе сплавов системы Al-Si, содержащих Mg, для сохранения его в необходимом количестве в матричном расплаве время контакта с SiC следует сократить до минимума.

4. В КМ на основе сплавов системы Al-Mg для полного подавления взаимодействия с образованием фазы АЬСч и исключения возможности образования "лишней" фазы Mg2Si при кристаллизации температура расплава при получении должна быть не выше 700 °С, а время контакта SiC с матричным расплавом - не более 0,5 ч.

5. Введение Си и Zn в матричные сплавы не сказывается значимым образом на фазовом составе продуктов взаимодействия и кинетике их выделения. Для полного подавления взаимодействия в КМ на основе этих сплавов с образованием фазы AI4Ci необходимо минимизировать температуру расплава и время его контакта с SiC.

На основе анализа структуры жидкофазных КМ на этапах смачивания, взаимодействия и

кристаллизации, а также построения закономерностей, связывающих параметры их структуры и свойства, для промышленного опробования и внедрения предложены следующие экономичные КМ, а также экономичные и эффективные технологии получения готовых полуфабрикатов или деталей из них.

КМ, упрочненные длинномерным и бескерновыми КВ SiC, поручаемые методом жидко&азной пропитки под давлением

Созданы научные основы для разработки КМ с длинномерными бескерновыми КВ 5 ¡С.

Важнейшими факторами, определяющими прочностные свойства КМ, в том числе и с точки зрения взаимодействия на границе раздела, были признаны структура и свойства самих волокон $Ю.

С привлечением современных структурных методов и оценки важнейших свойств проведено сравнительное исследование структуры отечественных КВ, а также различных волокон,

произведенных

дИГ- ШЬ

у** ' : . ; ЧР

• ¡ Ш * Ч

Рис. 10. Структура КМ на основе сплава А1-5%Си-15 об. % длинномерных бесксрновых КВ (а) и КМ АК«ч-15ой.% ЭЮ (б).

фирмой "Нип-пон Карбон". Важнейшей характеристикой, позволяющей признать отечественные КВ $1С пригодными для армирования КМ, является их стойкость при химическом взаимодействии с А!-расплавом.

В результате проведенных исследований показано, что специальный отжиг отечественных КВ в атмосфере воздуха или смешанной атмосфере «азот+воздух» при 800 °С, 8 ч приводит к удалению пиролитических отложений на поверхности и. тем самым, снижает скорость взаимодействия волокон с расплавом А1.

На основе этих исследований даны рекомендации по оптимальным режимам получения КМ. структуре КВ, а также структуре КМ в целом с точки зрения полного или частичного подавления взаимодействия на границе раздела матрица-КВ (рис.10).

КМ, получаемые методом механического шмешивания УЧ, предназначенные для получения деталей двигателей внутреннего сгорания

Целью этого раздела было исследовать и предложить для промышленного опробования

КМ, получаемые методом механического замешивания УЧ. Этот класс КМ может быть использован для получения поршней и головок блоков цилиндров двигателей внутреннего сгорания. Ставилась также задача разработать и оптимизировать технологию получения композиционных отливок различного назначения, а также технологию их термической обработки.

Изучение формирования КМ на основе сплавов АК9ч и АК12ММгН с 10, 15 и 20 об % БЮ на стадиях смачивания, взаимодействия и кристаллизации, проведенное в работе, выявило присутствие в слитках высокой пористости. Пористость, как правило, сопутствует УЧ БЮ. В результате было признано, что КМ, полученные непосредственно после замешивания КЧ Б|С в расплав, не пригодны для получения фасонных отливок из-за наличия большого количества дефектов структуры.

Для выявления причин образования, а также путей снижения пористости, в работе опробованы различные технологические приемы, включая перемешивание при температуре выше Ть выстаивание и дегазацию расплава, дополнительное легирование, а также метод ЖШ и

гип.

Анализ экспериментов позволил сделать заключение о смешанном, газокристаллизационном происхождении пористости в КМ и предположить механизм ее образования:

1. В жидком состоянии в КМ проходит взаимодействие вЮ с расплавом Газообразные продукты такого взаимодействия образуют пузырьки на поверхности КЧ или растворяются в жидкости, выделяясь при последующей кристаллизации

2. УЧ за счет образования ими замкнутых пространств и общего снижения вязкости расплава приводят к образованию пор и раковин при кристаллизации.

Перечисленные факторы не исключали возможность использования КМ для получения деталей сложной формы методами фасонного литья Однако признано, что лучше всего для изготовления деталей из таких КМ использовать методы литья с применением избыточного давления.

В результате, на основе проведенных исследований структуры и важнейших свойств, предложена двухстадийная технологическая схема получения отливок из КМ Схема предусматривает предварительное получение слитков-полуфабрикатов с применением метода механического замешивания УЧ в расплав, а также последующий вторичный переплав слитков и получение фасонных отливок из КМ методом литья в кокиль с последующим ГИП или методом ЖШ.

Исследования структуры и механических свойства КМ на основе сплавов АК12ММгН и АК9ч после ГИП показало, что его применение приводит к существенному повышению механических свойств, особенно при повышенных температурах, и значительному снижению пористости (<1,4 об %) При этом ГИП устраняет в основном мелкие (<10 мкм) поры, крупные же раковины, особенно для случая объемной доли в1С 15 и 20 об %, сохраняются и после ГИПа из-за вероятного заполнения их газом.

Поскольку ГИП трудоемкая и относительно дорогостоящая операция, ее было рекомендовано применять для обработки крупных отливок (например, головк блоков цилиндров и т.п.). В случае мелких отливок (например, поршней и др ), для снижения их пористости ре-

комендовано использовать ЖШ

Было показано, что пористость КМ АК9ч-15 об.% 8¡С и АК12ММгН-15 об.% ЭЮ после ЖШ существенно снижается, несколько уступая уровню, полученному в результате ГИП (<2,3 об. %, см рис 10). Тем не менее, механические свойства КМ после ЖШ также отличаются высоким уровнем.

Таким образом, в качестве КМ для изготовления головок блоков цилиндров двигателей внутреннего сгорания предлагается КМ АК9ч-15об.%81С, а для изготовления поршней - КМ АК12ММгН-15об.%>5Ю. Их гарантируемые механические свойства после ЖШ представлены в табл. 1.

Таблица Шеханические свойства КМ АК9ч-15об.%51С и АК12ММгН-15об.%Я!С

Механические свойства АК9ч-15об.%81С АК12ММгН-15об

Ов, МПа при 20 °С 311+5 360+10

при 250 °С 130+8 76+3

Со.2, МПа при 20 °С 296±4 348+5

при 250 °С 120±3 72+5

8,% при 20 °С 1,2±0,3 1,4±0,5

при 250 °С 10+8 2,4+0,4

НВ,зии 16,4 26,9

НВ 110 160

*-для КМ АК12ММгН-15об.%81С испытания при повышенной температуре проводили при 350 С

При высоком уровне механических свойств КМ на основе сплавов АК9ч, АК12ММгН отличаются малым значением КТР. Так у КМ АК9ч-15об.%8Ю а(2°-250)=21,7*10"6, К"1, а у КМ АК12ММгН-15об.%81С - 19,8*10"6, К1.

Еще один важнейший для поршневых материалов показатель ростоустойчивости у КМ оказался существенно ниже, чем у матричных сплавов. Так, например, для КМ АК12ММгН-15об %$1С этот показатель был понижен почти в десять раз.

Таким образом, КМ с УЧ $1С после ЖШ или ГИПа следует рекомендовать для промышленного опробования и последующего внедрения.

КМ, получаемые методом жидкофазной пропитки под давлением, предназначенные для получения поршней двигателей внутреннего сгорания.

Разработаны КМ для изготовления поршней двигателей внутреннего сгорания, получаемые ЖШ.

В качестве КВ для получения КМ использовали волокнистую пористую керамику на основе АЬОз, 5Юг и муллитокремнезема, полученную по традиционной технологии изготовления термостойких конструкций, которая предполагает получение преформ широкой номенклатуры форм и типоразмеров с разной объемной долей КВ. Проведена оптимизация состава и структуры преформ из КВ, включающая операцию обогащения для снижения доли неволокнистой составляющей и оптимизацию связующего компонента. ЖШ обеспечивала наиболее полную пропитку преформы расплавом с одновременным получением точной отливки,

максимально приближенной по размерам к готовому поршню двигателя внутреннего сгорания.

Отработку режимов ЖШ проводили при получении КМ на основе А1-сплавов АК12ММгН и АК) 8, содержащих от 11 до 18 об.% КВ. Процесс ЖШ проводили по следующей схеме: в металлическую матрицу, прогретую до температуры 100-250 "С, помещали преформу с той же температурой; через отверстие в выталкивателе пресса обеспечивали разряжение в матрице и преформе (остаточное давление ~Ю'2 атм.); матричный расплав после перегрева до температур 720-890 "С заливали в полость матрицы; давление пропитки при одностороннем или двухстороннем прессовании варьировали в пределах 50-220 МПа.

В результате ЖШ по описанным режимам получали модельные отливки или отливки поршней двигателей ЗИЛ 645 и КАМАЗ-7406, Огневое днище таких поршней представляло собой КМ на основе сплавов АК12ММгН или АК18 и КВ, неразрывно связанный с некомпозиционной, матричной частью поршня (рис.

*чТ т

I . «Л!

Щ Рг

! - *s

Hit Is _ лЩ

| dm

Рис. II. Отливка поршня с ошевым днищем из вило ют сто го КМ и зоной компрессионного кольца с ни роисто в о Л вставкой (я) к структура КМ АК12ММгН -11% муллитокремыезема (6).

11а).

В результате оптимизации параметров технологии структура КМ состояла из матрицы

на основе Al-сплавов и равномерно распределенных в ней KB (см, рис. 116). Регламентированное взаимодействие на границе раздела «матрица-КВ» по механизму смачивания и растворения было обеспечено оптимальными режимами получения: температурой расплава и временем его контакта с поверхностью КВ.

В результате рекомендованы следующие технологические параметры: температура штампового инструмента и преформ - 170-220 "С; время приложения давления для пропитки и последующей кристаллизации - 0,2-1,5 мин; температура перегрева матричного расплава для обеспечения полной пропитки преформы - 800±3() давление пропитки - 160-180 МПа.

Важнейшей технологической операцией получения комбинированных поршней, способных повысить механические свойства отливок КМ, является их термическая обработка. Отливки комбинированных поршней обрабатывали по режиму, который предполагал старение при 180-200 "С без предварительной закалки. Такой режим не приводит к приросту твердости, он может быть предложен только для снятия литейных напряжений и стабилизации структуры. Для дополнительного повышения прочности, в том числе при повышенной тем-

пературе, был предложен специальный режим термической обработки, предполагающий закалку отливки после извлечения ее из матрицы пресса и последующее старение.

Оптимальной скоростью охлаждения отливки по извлечению из матрицы пресса, обеспечивающей необходимую степень пересыщения (А1) была признана скорость 80-120 К/с.

Интервал температур и времен выдержки при старении (180-220 °С, 1-4 ч) обеспечивал необходимую степень распада (А1), с образованием фаз -упрочнителей и, тем самым, высокий уровень механических свойств.

На основе исследований процессов формирования КМ, а также оптимизации состава матричных сплавов и преформ, режимов ЖШ и термической обработки был разработан комбинированный поршень для тяжелонагруженных двигателей внутреннего сгорания двигателя, а также технология его изготовления (см. рис. 12).

Поршень из А1-сплава содержит корпус с внутренней полостью и отверстием под поршневой палец и головку, металлургически (неразрывно) связанную с корпусом, с расположенными в ней канавкой под компрессионное кольцо, днищем и камерой сгорания, причем, по крайней мере, часть головки выполнена из слоя КМ.

Размеры поршня удовлетворяют следующим соотношениям: 1]/0<0,58 и Ь/И>0,43, где Б - диаметр поршня, Ь - расстояние от днища поршня до внутренней полости, 11 - расстояние от днища до оси отверстия под поршневой палец.

В качестве матричных сплавов для изготовления поршня рекомендованы сплавы АК12ММгН и АК18, а в качестве КМ - материал, содержащий КВ на основе БЮг в количестве 11-18 об. % (количество неволокнистой составляющей <(0,1-0,5) об. %).

Поршень предусматривает однородное и комбинированное упрочнение головки. В частности, слоем КМ может быть упрочнена вся головка поршня, включая камеру сгорания, днище и канавку под компрессионное кольцо. Композиционным слоем может быть упрочнена только часть головки, включая днище и камеру сгорания (или только камера сгорания).

Для отдельного упрочнения канавки под компрессионное кольцо предложено использовать слой КМ или нирезистовую вставку. В результате предложенная комбинированная

Рис. 12. Схема получения комбинированных поршней в условиях пропитки и кристаллизации на прессах для ЖШ.

схема упрочнения поршня позволяет получать широкую номенклатуру тяжело нагруженных поршней для автомобильного и тракторного машиностроения (рис. 13).

На основе проведенных исследований разработана технология получения комбинированных поршней, которая обеспечивает высокие гарантированные свойства КМ на основе сплава АК12ММгН (табл. 2).

Важным преимуществом комбинированных поршней является высокий показатель сопротивления термоусталости, который у КМ оказался почти в два раза выше именно в интервале рабочих температур поршня (250-350п С).

Стендовые испытания комбинированных дизельных поршней на основе сплава АК12ММЖ в условиях термоудара за 1000 ч показали отсутствие термоусталостных трещин по кромке камеры сгорания. Одновременно в поршнях, состоящих исключительно из сплава АК12ММгН, получаемых по традиционной технологии, такие трещины появлялись уже после 400 ч испытаний при тех же режимах. Результаты сравнительных стендовых испытаний на износ в условиях термоудара и абразивный износ также показали значительное превосходство КМ перед традиционными материалами.

Таблица 2. Свойства сплава АК12ММгН и КМ на его основе

Рис, 13. Номенклатура поршней для автомобильного и тракторного машиностроения, получении по разработанной технологии.

Свойства АК12ММгН + 11% МК* + 17% МК* + 11%5Юг

Твердость НВ 85*1 125±2 !35±3 120±1

о.20, МПа 220±3 210±2,4 220±5 210±3

8,% 0,8±0,2 0,5±0,1 0,3±0,08 0,5±0,1

МПа 80± 1 11712 135±2 120±2

«и/Л МПа 25 55 60 50

Длительная твердость НВ; 13±2 23±2 28±3 21 ±1

а х 10'6, К"1 23 19 17 20

мулл итокремнеземистые волокна

Известно, что одним из показателей качества поршней является остаточный рост диаметральных размеров. Оценку этого показателя проводили по известной методике, предусматривающей проведение имитирующего отжига при 200 ПС в течение 10 ч. Испытания показали, что у поршней из КМ остаточный рост более, чем в 2 раза ниже, чем у матричного сплава АК12ММгН.

Таким образом, на основе систематических исследований, натурных и стендовых испытаний разработан КМ, позволяющий повысить качество поршней двигателей внутреннего сгорания. Предложенная комбинированная схема упрочнения поршня позволяет получать широкую номенклатуру поршней для автомобильного и тракторного машиностроения.

Разработанная технология получения точных заготовок поршней из КМ защищена патентами РФ и предложена для внедрения.

Глава 2. Формирование дисперсно-упрочненных КМ на А1-и Cu-основе, получаемых методом МЛ из крупных шихтовых составляющих, в том числе из вторичного сырья.

Метод МЛ выбран в качестве еще одного метода получения КМ потому, что он обладает

не превзойденными возможностями влиять на структуру и способствовать получению КМ с уникальными свойствами. Одно из главных ограничений, сдерживающих распространение метода, заключается в значительной дороговизне процесса.

Выявлены пути снижения себестоимости МЛ за счет снижения стоимости исходных шихтовых материалов, применения наиболее дешевых КЧ или металлических порошков - УЭ и применения лома и отходов металлообрабатывающей промышленности в качестве матричной составляющей.

Предлагаемый подход, кроме эффективной утилизации, позволяет обратить недостатки низкосортного, плохо поддающегося переработке сырья - загрязненность примесями - в значительное преимущество, а именно - в новое качество КМ - повышение важнейших свойств в результате дисперсного упрочнения.

Впервые для решения поставленной задачи использовали в качестве исходных шихтовых составляющих для МЛ изначально крупные матричные (500-5000 мкм) частицы широкой номенклатуры составов (в том числе вторичное сырье) и наиболее дешевые УЧ (10-40 мкм)

Цель исследований - выявление структурных процессов, проходящих при МЛ и последующей консолидации КМ на основе Си - и Al-сплавов, построение закономерностей влияния различных технологических параметров МЛ на структуру и важнейшие свойства КМ, а также разработка научно обоснованных критериев синтеза новых экономичных КМ и совершенствования технологий их получения.

МЛ проводили без применения ПАВ в агрегатах двух типов: аттриторе (АТ) и планетарной мельнице (ПМ) «Гефест-11-3» с квазициллиндрическими мелющими телами и интенсивным охлаждением проточной водой, обработку в которой проводили в атмосфере аргона, а также воздуха

В качестве матричных сплавов для КМ на Al-основе использовали более двадцати сплавов систем Al-Cu, Al-Mg, Al-Si, Al-Cu-Mg, Al-Si-Cu, Al-Fe-Si, Al-Si-Cu-Fe-Ni, Al-Zn-Mg-Cu. Такая широкая номенклатура сплавов обусловлена задачей исследовать влияние химического и фазового состава матричных (вторичное сырье) составляющих на формирование КМ. Все Al-сплавы разделили по структуре в закаленном состоянии на две группы: однофазные, то есть содержащие в структуре исключительно (Al) разного состава; многофазные - содержащие в структуре кроме (Al) избыточные фазы разного состава и происхождения. Доля избыточных фаз колебалась от 5 %, например, в сплаве А1-4%Си до 61 % - в сплаве А1-33%Си

В качестве матричной составляющей в Cu-КМ использовали Си марок МО и М1, а также

латунь Си-20%7п. Для обработки в ПМ в качестве исходного компонента шихты использовали токарную или фрезерную стружку, которую получали на станках из предварительно приготовленных модельных отливок или реальных деталей. В завершающей части работы для опробования и внедрения новых материалов использовали реальную стружку, переработанную и подготовленную в соответствии с ГОСТ 1639-93

В качестве УЧ в А1-КМ использовали Б1С и АЬ03, в Си-КМ - 8>С, Т|С, У201, а также Сг.

Показано, что большинство А1-сплавов, Си и латунь в результате деформационного упрочнения, а также из-за наличия в структуре многих сплавов хрупких фаз, эффективно диспергируются в ПМ с образованием гранул-полуфабрикатов. На ранних стадиях МЛ наблюдали два типа получаемых гранул. Форму чешуек имели гранулы с высокой исходной пластичностью (например, Си и латунь, а также однофазные сплавы А1-4%Си, А1-3%Си-l,5%Mg, Al-5%Mg, А1-4%Си) Гранулы наиболее легированных сплавов имели значительно меньший размер и равноосную форму (например, однофазные сплавы Al-(10-16)%Mg и многофазные - А1-9%Ре-1%Б1, А1-9%Ре-3%51, А1-(19-33)%Си, АК12М2 и АК12М2МгН).

В целом, на основе исследования внешнего вида и внутреннего строения гранул на разных этапах МЛ все многообразие процессов и явлений, происходящих в КМ, можно свести к структурной модели (рис.14) и следующим ее этапам. На первом этапе процесса, который проходит в течение 2-30 мин обработки в ПМ, происходит постепенное измельчение УЭ до размера < 4 мкм, а матричных частиц - до 250-100 мкм. На этом этапе доминирует автономное поведение компонентов шихты Параллельно в значительном объеме порошковых смесей проходят кооперативные процессы - внедрение УЭ в поверхность матричных (второй этап). Под действием мелющих тел УЭ проникает в гранулу, а освободившееся место занимает другая (или несколько).

Внедрившись в гранулу, УЭ способствует ее дополнительному измельчению. Попадают в объем материала УЭ также в результате сварки гранул между собой по двум механизмам (см. рис. 14 и рис. 15). Первый механизм известен и заключается во множественном наслаивании гранул и их сварке между собой. Второй механизм впервые выявлен в настоящей работе: крупные пластичные матричные частицы сминаются и изгибаются, захватывая в образовавшуюся полость свободные УЭ и мелкие гранулы, затем складываются и свариваются. Часто оба перечисленных механизма проходят параллельно и встречаются в одной грануле

Рис. 14. Схема кооперативного поведения матричных частиц и УЧ во время обработки в ПМ.

Третий этап МЛ начинается во всех системах примерно после 15 мин, когда практически не остается автономных УЭ. Именно с этого этапа появляется новый КМ, хотя формирование его структуры еще продолжается, С увеличением времени обработки в ПМ более 30 мин слоистый характер структуры постепенно пропадает, и гранулы становятся монолитными образованиями с равномерно распределенными в них дисперсными УЭ.

Начиная с третьего этапа

шт

V v .- *

шт.

Рис. 15. Внешний вид и структура гранул КМ Си-20%Ж (а, б), Си-45%Сг (в), Д16-18%81С (г) после разного времени обработки в ПМ.

измельчение УЭ возможно только в результате значительной пластической деформации гранул КМ. В целом, во время обработки в ПМ размер УЭ уменьшается в 10 и более раз, форма приближается к равноосной, а их распределение по объему гранулы становится равномерным.

Одновременно с УЭ МЛ способствует значительному диспергированию всех структурных составляющих матричных сплавов.

В результате МЛ, в зависимости от объемной доли УЭ, структура сформировавшейся гранулы может быть отнесена к матричному (AI- и Cu-КМ с массовой долей КЧ 5-25%) или статистическому (КМ Си-50%Сг) типу. В последнем случае частицы (Си) образуют «электропроводный каркас», что положительно сказывается на электрической проводимости КМ,

Впервые установлено, что эффективность МЛ растет с повышением объемной доли УЭ в А1- и Cu-КМ до критического значения (Vj, соответствующего ~ 50 %. Дальнейшее увеличение содержания УЭ выше V* (> 50 об.%) приводит к значительному снижению скорости достижения однородной структуры вследствие подавления важнейшей стадии МЛ - сварки гранул между собой.

Для системы Cu-Cr VK не фиксировали даже в КМ Си-50%Сг, что связано с большей вероятностью сварки гранул в системе металл - металлическая частица, чем в системе металл -КЧ.

Анализ тонкой структуры КМ проводили с помощью просвечивающей и высокоразрешающей сканирующей электронной микроскопии на микроскопах JEM-2000EX, Philips 30 CM, LEO 1530 GEMENi (рис. 16), В структуре КМ были выявлены: (1) зерна (AI) или (Си) правильной формы (размером от 20 до 200 нм); (2) КЧ или частицы Сг, имеющие размер от 5 до 250 нм; (3) дисперсные частицы различных матричных фаз (например, AiaMgs, CuAI3, AhCuMg и др.) - продукты распада пересыщенного (А1).

Значительные структурные изменения, произошедшие в гранулах КМ при МЛ, способствуют повышению их твердости (см., например. рис. 17).

Причинами прироста твердости являются: повышение дефектности (А!) и (Си); измельчение зерна (А1) и (Си); вероятный распад раствора (А1) с выделением дисперсных фаз: значительное измельчение УЭ и частиц фаз матричных сплавов разного происхождения, которые приобретают способность эффективно тормозить дислокации и границы зерен.

Уровень твердости тем выше и достигается тем быстрее, чем большая доля УЭ присутствует в КМ. Кроме того, в случае А1-КМ он тем выше, чем выше легированность (А1) или доля матричных фаз литейного происхождения. Рекордные значения твердости наблюдали в КМ систем Al-Cu-AI;Oi, где доля матричных фаз может достигать 61%, и A!-Mg-AliCh, где легированность (AJ) может превышать 15,8%. Однако самые высокотвердые КМ не рассматривали в качестве перспективы для внедрения. Для этого выбрали более доступные н дешевые КМ, например, АК12М2-А1гО^, AK12M2-SiC, АК12М2МгН-АЬОз, AI-Zn-Mg-Cu-SiC.

Впервые показана возможность получения КМ на основе Al-сплавов альтернативным методом - синтезом КЧ МЛ стружки матричных сплавов в П М в воздушной атмосфере.

Первоначально исследования проводили на модельных сплавах А!-4,7%Си и А1-4,07%Mg. Наблюдения за структурой таких гранул на разных этапах МЛ показали, что их формирование проходит в соответствии с механизмами, описанными выше. Существенным отличием является то, что в смеси нет крупных КЧ.

С помощью микрорентгеноспектрального анализа на CAMSCAN CS44C-IOOS с энергодисперсионным анализатором LINK IS1S-L200D оценивали содержание О в КМ в зависимости от времени МЛ.

Показано, что в начале МЛ скорость окисления сплава AI-4%Mg выше, чем сплава А!-4%Cu. R дальнейшем степень окисления обоих сплавов становится практически одинаковой.

После 2 ч обработки количество О составляет - 9 и 7,5 масс. % в КМ на основе AM%Mg и А!-4%Си соответственно (рис. 18).

ь г

Рис. 16. Структура KM Al-5%Mg.25%Al10j (a), A16-18%S1C (С), Cu-50%Cr (в) Cu-5%SiC (г).

450

400

350

> 300

л 150

о

ст 200

п н 150

100

50

0

в АК12М2МгН-20%А1201 вАКПМЗ^Об^.С

50

100

150

Для понимания структурных изменений при окислении проводили рентгеноструктурный анализ, который не выявил отражений от каких-либо оксидов. Причиной этого может быть аморфная структура формирующихся оксидных частиц и (или) их значительная дисперсность.

Для исследования возможных форм присутствия О в КМ проводили исследования с помощью рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС) (спектрометр РН15500) в зоне интенсивного ионного травления Анализ соответствующих энергий связи позволил интерпретировать один из пиков в спектре А12р как А1, связанный с О (А1-0).

В табл. 3 представлены значения доли (А1-0) в общем количестве А1, атомные концентрации (А1-0) и О. Соотношение концентраций 0/(А1-0) в КМ =2 свидетельствует о возможности образования в них фазы АЬОз. При этом в КМ А1-4%Mg-0 степень окисления А1 выше, чем в КМ А1-4%Си-0 Энергетическое положение пика Mg!s свидетельствовало об

Время обработки, мин

250 230 210 £ 190 1- 170 § 150

£ 130

и

,2 чо 90 70 50

ВЛЫ%Си-1Э%<>1С

♦ АМ%Си-5%5|С АА1-11%5М%А1203

100

200 300 400 Время обработки, мин

500

600

Рис. 17. Зависимость твердости гранул КМ на основе различных сплавов от времени обработки в ПМ.

уменьшении электронной плотности на атоме в такой же степени, как и при окислении

Таким образом, в процессе обработки

Таблица 3. Результаты анализа спектра КМ на ос- в ПМ происходит интенсивное окисле-

нове сплавов А1-4%Си и А1-4%Мс ,, ., _

1ние А1 и Mg Причем А1 окисляется час-

Материал А1-0/А1, % А1-0, ат % О, ат.%

А1-4%Си-0 16,0 11,0 24,4

А1-4%МК-0 20,0 12,0 26,5

тично, а Mg - полностью. При этом, доля А1, подвергшегося окислению, больше в КМ на основе сплава А1-4%\^-0 С увеличением содержания О в КМ происходит изменение их свойств. Из зависимостей твердости консолидированных образцов КМ от времени обработки в ПМ следует, что твердость образцов КМ Al-4%Mg-0 выше, чем у КМ А1-4%Си-0.

Образующиеся оксиды вносят свой вклад в рост твердости КМ, поскольку их объемная доля увеличивается со временем MJI.

Для более детального изучения структуры КМ, полученных окислением в ПМ, выявления формы присутствия оксидов и причин их упрочняющего эффекта, проводили исследования с помощью просвечивающей (JEM2000EX), ионной (Strata 201) и Оже сканирующей микроскопии (PHI-680). Снимки высокого разрешения KM А1-4%Си-0 на сканирующем ионном микроскопе выявили две основные структурные составляющие: крупные оксиды, которые наследовались из окисленной поверхности стружки, а также полосы (с периодом модуляции 100-150 нм), являющиеся результатом разной травимости ионным пучком Предположили, что такая неоднородность определяется разным составом КМ по О.

Для выявления структурных причин неоднородности проводили исследования на Оже микроскопе. Структура во вторичных электронах выглядела практически также, как и в ионном микроскопе, и имела волокнистый характер Оже-карты и дифференциальные Оже-спектры в характеристическом излучении О, Mg и А1 показывали, что неоднородность КМ связана с неоднородностью структуры по О и Mg.

На основе этих исследований сделано заключение, что в процессе MJI KM А1-4%Си-0 и Al-4%Mg-0 в результате чередования множественных процессов окисления поверхности, наслоения и сварки гранул между собой под действием мелющих тел образовавшиеся оксиды Mg и А1 постепенно «выстраиваются» в цепочки

Исследование тонкой структуры КМ выявило следующие три структурные составляющие: зерна (А1), которые имели размер от 50 до 200 нм; бесформенные аморфные образования с размером 5-200 нм, расположенные между зернами (А1) и на их границах; дисперсные выделения фазы CuAh, которые выделились из пересыщенного (AI) в процессе МЛ или консолидации.

Таким образом, показано, что обработка стружки сплавов А1-4%Си и Al-4%Mg в ПМ в воздушной атмосфере приводит к образованию дисперсных аморфных оксидов А1 и Mg.

Для исследования возможности получения КМ из разнородного вторичного сырья в ПМ

10

К =

16 14

12 о о

ю Щ Е

в КМ АМ%Мд-0 ♦ KM AI-4%Cu-0

50

100

J 4

150

Время обработки, мин

Рис. 18. Зависимость концентрации О и доли оксида алюминия в консолидированных образцах КМ на основе систем А1-4%Мё-0 и А1-4%Си-0 от времени обработки в ПМ в воздушной среде.

в воздушной атмосфере обрабатывали смесь сплавов А1-4%Си и Al-4%Mg в соотношении И.

Структурные исследования подтвердили формирование KM Al-2%Cu-2%Mg-0, в котором показано окисление А1 и Mg с образованием дисперсных аморфных оксидов. Их образование по мере обработки в ПМ способствовало росту твердости, уровень которой был даже выше, чем у КМ на основе сплавов AI-4%Mg и А1-4%Си, и достигал значения 250 НВ.

Следующей важнейшей операцией при получении КМ является консолидация гранул. В качестве цели консолидации ставили получение образца, полуфабриката или готового изделия с плотностью, максимально приближенной к 100% при условии полной потери индивидуальности бывшими гранулами

Консолидацию проводили двумя способами' 1-й предполагал горячее прессование гранул в гильзе из Al-фольги при 150-400 °С и 400-850 МПа в течение 30 мин; 2-й состоял из двух стадий; предварительного двухстороннего прессования гранул при 20 °С до получения пре-формы с плотностью >80% и последующего горячего прессования при 200-850 МПа и 200400 °С в течение 25-30 мин. Полученные таким образом образцы имели диаметр 10-25 мм и высоту 10-15 мм.

Качество образцов оценивали по их пористости. Графики зависимости этого показателя строили для различных КМ от времени обработки в ПМ и от объемной доли УЧ. Было показано, что увеличение времени MJI приводит к снижению пористости образцов КМ из-за диспергирования УЧ и уменьшения их доли в свободном состоянии. При этом снижение пористости будет продолжаться до тех пор, пока гранулы КМ не упрочнятся настолько, что повысится их сопротивление уплотнению. Показано, что плотность образцов большинства КМ составила >95%.

Важнейшей задачей считали также необходимость проследить изменение структуры и свойств КМ после консолидации.

Показано, что общий уровень твердости консолидированных образцов КМ ниже твердости гранул. Причем снижение твердости происходило тем сильнее, чем выше температура консолидации. Максимальное снижение твердости наблюдали в малолегированных КМ с малой долей КЧ Например, в KM Al-(5-13)%SiC, A16-18%SiC, Al-1 l%Si-(3-18)%Al203 оно составляло 50-70%. При этом в KM AK12M2-18%SiC, АК12М2МгН-20% А1203 и других сложнолегированных КМ относительное снижение твердости составило всего 10-15%.

Признано, что снижение твердости связано с температурным воздействием на КМ во время консолидации, которое приводит к увеличению размера зерна (А1); уменьшению плотности дислокаций в нем; изменению фазового состава матрицы в результате старения; коагуляции и сфероидизации матричных фаз.

При консолидации действительно было обнаружено следующее изменение параметров (А1): величина областей когерентного рассеяния (D0kP) возрастала почти в два раза, а уровень

микродеформаций (е) снижался более, чем в десять раз.

Анализ возможных изменений фазового состава КМ по данным микрорентгеноспек-трального и рентгеноструктурного анализов показал, что состав консолидированных образцов практически идентичен фазовому составу порошковых смесей и гранул. В отдельных КМ наблюдали лишь появление фаз - продуктов распада (Al) при нагреве во время консолидации. В структуре всех КМ присутствовала фаза a-Fe. Эта составляющая попадала в порошковую смесь из Fe-содержащей оснастки. С увеличением времени обработки в ПМ частицы a-Fe постепенно исчезали, вероятно, из-за постепенного перехода Fe в (Al).

Анализ тонкой структуры консолидированных KM (JEM-2000EX, Philips 30 CM, LEO 1530 GEMENI) выявил следующие структурные составляющие: зерна (Al) размером 50-200 нм; дисперсные КЧ, эффективно тормозящие границы зерен (Al); дисперсные частицы различных матричных фаз (Al8Mg5, CuA12, Al2CuMg, MgZn2 и др.), которые выделились из (Al) в процессе МЛ или консолидации.

Кроме исследования структуры оценивали показатели жаропрочности и термической стабильности новых КМ Зависимость HB]300 КМ от объемной доли КЧ показала, что увеличение доли КЧ способствует росту твердости всех КМ. При этом у КМ на основе многофазных сплавов этот показатель еще выше и может достигать HBi300(40-45). Аналогичные зависимости для КТР (оценивали на дилатометре LINSEIS 76/1000) показывают, что этот показатель у большинства КМ практически не зависит от продолжительности обработки в ПМ, но значительно снижается при увеличении объемной долей КЧ и достигает (12-15)*10'6К''.

Таким образом, сочетание высокой жаропрочности и низкого КТР в КМ делает их потен-

Таблица 4. Гарантированные свойства КМ А1-3 % Cu-1 % Mg-20 % Sic Температура испытания, иС

-70 20 100 200 300 400

Е, МПа 102500 108600 - - - -

а„ ,.,„ МПа - 440 - - - -

Оо.2, МПа 450 530 - - - -

с„, МПа 570 600 - - - -

5,% 3 3,5 - - - -

HB, МПа - 1750 - - - -

НВ,-,Ш, МПа , - - - - 180 -

Плотность, кг/м' - 2847 - - - -

X, Вт/(м*К) - 145 156 162 167 175

с, кДж/(кг*К) - 0,826 0,907 0,973 1,048 1,183

а*106, К"1 (в интервале20 - Т°С) - 17,4 18,3 19,1 20,2

р*108, Ом*м - 5,05 - - - -

циально пригодными для получения, например, поршней двигателей внутреннего сгорания.

С целью стабилизации структуры и свойств КМ для случая их работы при повышенных температурах, оптимизировали режим старения КМ А1-3%Си-1%М§-20%81С. КМ закаливали с 480 °С и затем старили в широком температурно-временном диапазоне с применением симплексного метода планирования эксперимента. Анализ модели показал, что наибольшие зна-

чения твердости достигаются при режиме старения 160 °С, 4 ч или при двухступенчатом режиме 120 °С, 2 ч + 200 °С, 2 ч. Предложенные режимы термической обработки обеспечили в КМ стабильную дисперсную структуру и высокие свойства (табл. 4).

Консолидацию Си-КМ проводили по аналогичной для А1-КМ методике в два этапа- при комнатной температуре и в горячую, при различных температурах и давлениях. При этом важнейшим условием консолидации признано полное исключение окисления на поверхности гранул для гарантированной потери индивидуальности гранулами.

Для обеспечения высоких значений электропроводности в Си-КМ должны были наиболее полно пройти процессы снижения дефектности и легированности (Си), а для обеспечения высокого уровня прочности и жаропрочности - в значительной степени заторможены с помощью УЧ рекристаллизационные процессы

В целом в Си-КМ было показано протекание структурных процессов аналогичных тем, что наблюдали в А1-КМ. Особенностью структуры КМ Си-КЧ после консолидации является присутствие КЧ ($1С, УэОз, Т1С), которые в результате интенсивного МЛ измельчаются до размера 20-90 нм; зерен (Си) размером 50-200 нм, границы которых декорированы дисперсными КЧ. При этом границы между бывшими гранулами практически не выявляются, что свидетельствует о полной потере гранулами индивидуальности и высокой степени гомогенности консолидированных образцов (см рис. 16)

Особое место среди всех исследованных КМ занимает система Си-Сг, и особенно КМ Си-50%Сг, в котором после обработки в ПМ формируется статистическая структура В целом, в соответствии с предложенной методикой консолидации, удалось получить образцы с высокой плотностью (табл. 5) и гомогенной структурой, для которой характерна полная потеря индивидуальности исходными гранулами

Таблица 5. Свойства КМ системы Си-Сг после 1 ч обработки в ПМ и внутренне окисленной

Си

Материал НВ 7, МСм/м НВ,^ Пористость, %

Си-50%Сг 298+0 13,7+0,7 85±14 3,43

Си-45%Сг 249+11 18,6±0,4 - 2,94

Си-40%Сг 229±6 22,6+0,1 80±6 2,29

Си-30%Сг 147+4 31,6+0,6 65+12 1,64

Внутренне окисленная Си 122±9 44,9±0,4 36±1 -

Детальный анализ структуры различными методами показал, что структура КМ Си-50%Сг состоит из зерен (Си) размером 20-100 нм и равномерно распределенных по отношению к (Си) частиц (Сг) со средним размером <0,5 мкм (см., например, рис. 16). Именно формирующаяся в результате МЛ и последующей консолидации структура КМ систем Си-КЧ и Си-Сг является оптимальной для нового класса экономичных электротехнических КМ.

При этом КМ Си-20%$1С и Си-50%Сг из-за сочетания высокой твердости и электрической проводимости могут стать основой для последующей оптимизации и внедрения в каче-

стве дугогасительных контактов.

Глава 3. Разработка КМ на основе А1 и Си. получаемых методом МЛ из крупных шихтовых составляющих, в том числе из вторичного сырья

На основе результатов систематических исследований формирования структуры и фазового состава при МЛ и последующих обработках всесторонне исследованы, оптимизированы и предложены к внедрению КМ: на основе А1-сплавов, в том числе, полученные из вторичного сырья, предназначенные для производства жаропрочных и термически стабильных деталей двигателей внутреннего сгорания; на Си-основе, предназначенные для производства электроконтактов и электротехнических конструкций.

На примере КМ А1-3%Си-1<%^-20%8Ю, А1-4%Си-1,5%М§-20%81С и А1-6%гп-1,5%М§-1%Си-(5-20)% БЮ проведен сравнительный анализ эффективности проведения МЛ в АТ и ПМ.

Показано, что структурные процессы, проходящие в АТ и в ПМ схожи Но при этом важнейшим преимуществом ПМ является ускорение всех структурных изменений в КМ. Так, если в АТ для достижения сравнительно гомогенной структуры требовалось 7-10 ч (скорость измельчения КЧ -0,8 мкм/ч), то в ПМ при обработке квазицилиндрическими мелющими телами аналогичная структура достигается всего за 1-3 ч (скорость -9,5 мкм/ч). Это означает, что ПМ, оборудованная квазициллиндрическими мелющими телами, обладает энергонапряженностью, более чем в 10 раз превосходящей АТ с шаровой загрузкой.

Для внедрения предложены1 КМ из вторичного сырья на основе А1-сплавов.

В результате проведенных исследований показана возможность получения двух типов КМ на основе промышленного поршневого сплава АК12М2МгН (Al-12%Si-2%Cu-l%Mg-1 В качестве матричной составляющей использовали токарную стружку, полученную из отработавших свой срок поршней грузового автомобиля.

Первый материал был получен путем совместной обработки в ПМ в среде аргона предварительно измельченной стружки и порошка АЬОз или Э/С с объемной долей ¡0-20% и исходной дисперсностью 10 мкм.

Второй материал был получен путем обработки предварительно измельченной стружки в ПМ в воздушной среде для синтеза оксидов А1 и

Для получения и опробования первого типа материала использовали так называемые одностадийный и двухстадийный методы.

Одностадийный метод получения КМ заключается в приготовлении порошковой смеси сразу заданного состава и последующей ее обработки в ПМ.

Для случаев, связанных с трудностями проведения обработки из-за исходно высокой пластичности шихтовых материалов или необходимостью интенсифицировать процесс, предложен двухстадийный, или лигатурный метод.

а 6

Рис, 19, Структура КМ АК12М2МгН - 20%ЯЮ после 2 ч обработки, полученного прямым методом (а) и с использованием лигатуры АК12М2МгН + 50%Э1С (б) (исходный размер частиц 10икм).

Этот метод предполагает предварительное получение так называемой лигатуры - КМ с большей относительно заданной концентрацией КЧ, приготовление новой порошковой смеси

заданного состава с уча-

тельно полученный КМ АК12М2МгН -50% Э^С. Структура КМ, полученных одностадийным и двухстадийным методами приведена на рис. 19. Средний размер частиц несколько меньше в КМ, полученном двухстадийным методом.

Так как КМ предполагается использовать для работы при повышенных температурах, оценивали стабильность его свойств в зависимости от температуры путем проведения серии одночасовых отжигов при различных температурах (200, 300, 400,450, 500 °С).

Результаты испытаний приведены на рис. 20. Из результатов видно, что твердость образцов остается почти неизменной вплоть до температуры отжига, равной температуре консолидации.

50 ПН) 151) 200 350 300 350 «И Температура отжига, С

Рис. 20. Зависимость твердости ([IV) матричного сплава АК12М2М111 н КМ АК12М2МгН-АМ>, я АК12М2МгН -О, полученных консолидацией при температуре 400 иС от температуры отжига с выдержкой 1 ч. 1 - сплав АК12М2МгН; 2 -АК 12М2МгН+10 % АЬСЫ 3 - АК12М2МгН+15%А1гОз! 4 -АК12М2МгН, обработка на воздухе; 5 - А К12 М 2 М г И + 20 % АI, О,.

Таким образом, оптимальным режимом получения плотных полуфабрикатов или изделий, работающих при повышенных температурах, следует рекомендовать следующий режим консолидации: давление прессования - 200+50 МПа, температура - 400+10иС, Для КМ, в которых требуется повышенный уровень твердости и прочности при комнатной температуре, оптимальным режимом получения можно признать следующий: давление прессования -

700+50 МПа, температура - 200 ±10 °С.

Для оценки свойств при повышенной температуре КМ АК12М2МгН-20% А1203, полученного консолидацией при температуре 400 °С, были проведены испытания на сжатие. Полученные свойства сравнивали с аналогичными свойствами матричного сплава АК12М2МгН (табл. 6) Из табл. 6 видно, что КМ АК12М2МгН-20% А1203 имеет более высокие значения предела прочности при комнатной температуре, чем у матричного сплава, что обусловлено упрочняющим действием дисперсных КЧ АЬОз и других фаз.

Таблица 6. Механические свойства сплава АК12М2МгН и КМ АК12М2МгН-20% А12Оз в зависимости от температуры испытания на сжатие

Температура, иС АК12М2МгН АК12М2МгН-20% АЬОз

ао.2, МПа а„, МПа ао.2, МПа ав, МПа

20 297±3 500±2 - 733±1

250 166±2 - 239±2 -

350 73±1 - 126±3 -

450 23±1 - 32±3 -

Таким образом, для внедрения можно предложить дисперсно-упрочненные КМ на основе сплава АК12ММгН, упрочненный частицами 51С или АЬОз. Например, КМ АК12М2МгН-20%АЬОз после 120 мин обработки в ПМ и консолидации при температуре 400 °С имеет следующие свойства: 275±5 НУ, НВ[350= 240±20 МПа, средний КТР в интервале температур от 20 до 400 °С равен 18-Ю"6 К"1

Еще одним вариантом получения дисперсно-упрочненного КМ на основе сплава АК12ММгН является его обработка в ПМ в воздушной атмосфере. Показано, что количество кислорода в этом КМ накапливается до 15 масс. %, что соответствует -23 об. % частиц АЬОз. Показано, что это почти в 2 раза больше, чем в КМ на основе сплавов А1-4%Си и А1-4 %Mg.

Прирост содержания кислорода в КМ АК12ММгН-0 при обработке в ПМ приводит к увеличению твердости консолидированных образцов, максимальный уровень которой сравним со значениями этого показателя для КМ АК12М2МгН-20% АЬОз

Положительным результатом явились также высокие значения и других свойств КМ (см рис. 20).

Таким образом, в проведенных исследованиях показано, что методом обработки в воздушной среде можно получать качественные дисперсно-упрочненные КМ Такие окисленные КМ по основным свойствам схожи с КМ, полученными путем совместной обработки с КЧ В результате те и другие КМ могут быть рекомендованы к внедрению в качестве жаропрочных и термически стабильных КМ. Получать их можно из низкосортного смешанного вторичного сырья.

КМ из вторично! и сырьн на основе Си

Исследования в разделе 2 показали, что на основе системы Си-51С могут быть получены КМ с дисперсной и гомогенной структурой. Такая структура обеспечивает КМ повышенные характеристики твердости и электропроводности. Главной областью их применения признана та, в которой основными требованиями к материалу выступают низкое значение КТР и высокая теплопроводность.

Именно благодаря уникальному сочетанию этих характеристик, КМ Си^С могут быть

использованы в условиях тепло-смен, например, в качестве оснований микросхем. Наиболее оптимальным по составу признан КМ Си-25%$1С, гарантированные свойства которого приведены в табл. 7. С учетом выработанных рекомендаций по составу КМ и режимам получения деталей из него, был разработан Технологический процесс, основные положения которого защищены свидетельством о регистрации НОУ-ХАУ и патентом РФ.

8 настоящей работе путем прессования гранул с применением специальной оснастки из КМ Си-25%5')С были получены детали с толщиной стенок1 ) -2 мм (рис. 2)). На основе проведенных исследований для внедрения может быть предложен также КМ Си-50%Сг.

Исследованиями показано, что главным достоинством Сг в этом КМ является его способность повышать дугостой кость. Для доказательства этого вывода в работе исследовали способность КМ Си-50%Сг противостоять электрической эрозии (потере массы) в условиях протекания электрической дуги. Показано, что по уровню дугостойкости КМ Си-50%Сг сравним с гораздо более дорогим КМ Си-50%АУ, который получают традиционной порошковой металлургией и в настоящее время широко используют в качестве дугостойких электрических контактов.

Кроме того, проведены исследования такой важной характеристики КМ Си-50%Сг, как износостойкость. Показано, что величина износа исследуемого КМ уменьшается почти в 30 раз с увеличением времени обработки в ПМ до 5 ч (1,07-10'* мм^/Н/м), что обеспечивает хорошие антифрикционные свойства. Термическую стабильность КМ Си-Сг, являющуюся одной из важнейших характеристик дисперсно-упрочненных КМ, оценивали путем проведения

Таолииа 7. Гарантированные свойства КМ Си-25%,Ч|С

Плотность, г/см-1 5,9

Твердость (НУ) 290

Электрическая проводимость. МСм/м 10

Теплопроводность. Вт/м-К 390-440

КТР (20-100) "С а* 10", К1 10

Рис. 21. Прессованная деталь из КМ Си-25%81С (а) и дугога-сительный контакт из КМ системы Си-Сг(6),

1 ч выдержек при 700, 800,900 и 1000 °С

Показано, что увеличение содержания Сг до 50% препятствовало окислению образцов, чем и обусловлено постоянство значений электропроводности при сохранении высоких значений твердости у образцов.

Таким образом, проведенные исследования показывают, что КМ Си-Сг могут быть вполне пригодны для производства из них разрывных контактов. Особенно КМ Си-50%Сг после МЛ и консолидации отличается высокими значениями твердости, длительной твердости, термической стабильности, дугостойкости и износостойкости при удовлетворительной электропроводности В связи с этим КМ предложен к опробованию и внедрению в электроконтактных установках.

Разработан Технологический процесс изготовления дугостойких контактов из КМ Си-50%Сг, который получил наименование «СиСг50» Процесс включает, приготовление порошковой смеси, содержащей частицы Си (в виде токарной или фрезерной стружки) и порошка Сг; обработку смеси в ПМ; холодное прессование гранул в брикеты - прекурсоры; нагрев брикета до оптимальной температуры и прессование для получения консолидированных заготовок, максимально приближенных по размерам к изделию; пайку композиционного контакта к Си-основе - токосъему; контроль качества заготовок и готовых изделий. Технология обеспечивает получение контактов, состоящих из дугостойкой композиционной головки и Си токопроводящего держателя (рис. 21 б). При этом головка контакта имеет следующие гарантированные свойства (табл. 8).

Таблица 8. Га рантированные свойства материала «СиСг50»

Гранулы после обработки в ПМ Композиционные головки после консолидации

«СиСг50» НУ НУ НВ] у, МСм/м

350 320 80 17

Новый КМ и разработанная технология изготовления из него дугостойких, разрывных электрических контактов защищены свидетельством о регистрации НОУ-ХАУ и патентом РФ. В соответствии с Технологическим процессом выпущены опытные партии контактов из материала «СиСг50» (общее количество более 200 шт.), которые прошли эксплуатационные испытания. КМ внедрен и с 1998 г по настоящее время эксплуатируется безотказно в контактах быстродействующего автоматического выключателя типа ВАБ-28 на Московско-Павелецкой дистанции электроснабжения железной дороги.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1 Изучены процессы формирования структуры КМ на основе А1-сплавов разных систем и УЭ (частицы и волокна на основе стали, АЬОз, ЗЮ2 и Б1С) в процессе жидкофазной пропитки под давлением и механического замешивания на стадиях смачивания, взаимодействия и

кристаллизации. Построены кинетические и температурные зависимости размеров реакционных зон, а также массовой доли фаз, образующихся при взаимодействии на межфазной границе «матрица - УЭ». Предложены структурные модели, описывающие взаимодействие на границах раздела на разных стадиях получения КМ.

2. Применен диаграммный подход для анализа процессов взаимодействия в КМ на основе AI и его сплавов с SiC (частицы и волокна). Построены фрагменты диаграмм состояния систем Al-Si-C, Al-Mg-Si-C, AI-Zn-Si-C и Al-Cu-Si-C в виде проекций AI - угла, политермических и изотермических разрезов для условий метастабильного равновесия, а также для неравновесных условий кристаллизации КМ. Определены условия, при которых при взаимодействии AI и его сплавов с SiC образуется фаза AI4C3.

3. Показана возможность получения дисперсно-упрочненных КМ на основе Си и AI-сплавов разных систем методом MJ1 из изначально крупных матричных (500-5000 мкм) и упрочняющих КЧ или металлических (10-40 мкм) частиц. Показано, что во время мощного ударно-истирающего воздействия в ПМ в течение 30-120 мин в таких КМ достигается гомогенная и дисперсная структура, состоящая из зерен (AI) и (Си) размером 20-200 нм и равномерно распределенных на их фоне УЧ с размером менее 1 мкм. Такая структура формируется тем быстрее, чем выше объемная доля УЧ, а также выше легированность (AI) и (Си) в сплавах и доля фаз, в них расположенных

4. Показана возможность получения дисперсно-упрочненных КМ на основе AI-сплавов из разнородных по составу шихтовых материалов (в том числе вторичного сырья), путем их обработки в ПМ в воздушной атмосфере. В результате такой обработки в течение 30-120 мин происходит формирование КМ, структура которых состоит из зерен (AI) размером 50-200 нм и дисперсных аморфных частиц оксидов AI и Mg размером 3-250 нм с объемной долей 1015%.

5. Предложена структурная модель формирования гранул КМ из крупных шихтовых составляющих, которая выявляет следующие этапы МЛ: Первый: раздельное диспергирование компонентов шихты, когда отдельные составляющие измельчаются независимо одна от другой. Второй: множественное внедрение УЧ в поверхность матричных и их последующее вовлечение в объем КМ в результате сварки гранул между собой. При этом вовлечение УЧ в объем КМ проходит двумя способами, по механизму наслоения и путем первоначального смятия пластичных матричных частиц, их изгиба и захвата в образовавшуюся полость свободных УЧ и мелких гранул, последующего их складывания и сварки. Для этого этапа характерен четко выраженный слоистый характер структуры. Третий: полное исчезновение автономных составляющих, формирование более компактных и монолитных гранул с равномерно распределенными в них дисперсными УЧ. Кроме диспергирования УЧ для этого этапа МЛ характерно уменьшение размера зерна (AI) и (Си) до уровня, величина которого определяется наличием в КМ эффективных препятствий для перемещения границ зерен.

6. Показана принципиальная возможность получения консолидированных образцов КМ на различной основе по схеме двухстороннего прессования при температурах 200-600 °С, что гарантирует достижение высокой плотности (>95%) при полной потере индивидуальности бывшими гранулами Во время консолидации гранул из-за восстановительных процессов и распада (А1) и (Си) установлено снижение твердости КМ на величину (10-70%), зависящую от наполненности УЧ, химического и фазового состава матрицы. Повышенная доля УЧ, а также увеличение продолжительности МЛ приводят к росту сопротивления консолидации гранул на разной основе, и, как следствие, к увеличению пористости компактных образцов КМ.

7. На основе полученных закономерностей и предложенных моделей проведена оптимизация исходных шихтовых составляющих, состава матричных сплавов, УЭ и КМ в целом, которая позволила:

7.1. Предложить для внедрения КМ на основе силуминов и волокнистой пористой керамики, получаемые жидкофазной пропиткой расплавом под давлением, например, материал АК12ММгН - (11-18) об. % волокон муллитокремнезема или 5|СЬ, имеющий следующие свойства: НВ(120-135), ов2°=(200-220) МПа, ав™=(120-190) МПа, НВ,300 (20-28), ос=(20-21)*106, К1, а,оо35°=(50-60) МПа.

7.2. Разработать комбинированный поршень и его варианты для тяжело нагруженных двигателей внутреннего сгорания. Кроме того, разработана технология получения точных отливок комбинированных поршней из новых материалов пропиткой и кристаллизацией под давлением.

7.3 Предложить для промышленного опробования КМ на основе эвтектических силуминов и частиц Б1С, получаемые методом механического замешивания упрочняющих элементов в расплав, например, материал АК9ч-15об.%51С, имеющий следующие свойства: а„20=310 МПа, 520=1,2%, НВ105; а„250=130 МПа, 8250=Ю%, НВ,300 1 6 или материал АК12ММгН-15об.%81С, имеющий следующие свойства: ав20=365 МПа, 520=1,4%, НВ130, ав350=75 МПа, 6350=2,4%, НВ130027. Для получения отливок из предложенных материалов разработана двух-стадийная технологическая схема, предусматривающая получение слитков-полуфабрикатов с применением метода механического замешивания упрочняющих элементов в расплав и их вторичный переплав для последующего получения фасонных отливок.

7 4. Предложить для внедрения дисперсно-упрочненный 81С или АЬОз КМ на основе сплава АК12М2МгН, например, материал АК12М2МгН-20%АЬОз, который после 120 мин обработки в ПМ и консолидации при температуре 400 °С имел следующие свойства' НУ280+5, НВ,35024±2, средний КТР в интервале температур от 20 до 400 °С равен 18-Ю"6 К"1. Предложена экономичная технология получения деталей и деформируемых полуфабрикатов из новых КМ.

7.5.Предложить для внедрения дисперсно-упрочненные КМ электротехничекого назначения на основе систем Cu-SiC и Cu-Cr; например, КМ Cu-50%Cr, который после MJI и консолидации при температуре 600 °С имел следующие свойства: НВ320±8, HBi3,080±4, электропроводность 17,6+0,4 МСм/м или КМ Cu-25% SiC, который после МЛ и консолидации при температуре 600 °С имел следующие свойства: HV290+4, НВ]"°100±5, электропроводность 10 МСм/м, средний КТР в интервале температур от 20 до 100 °С равен 10*10 6 К"1. КМ Си-50%Сг, получивший название «CuCr50», прошел успешное испытание в условиях Московской железной дороги и внедрен в качестве дугогасительного контакта быстро действующих автоматических переключателей типа ВАБ-28.

8. Показана принципиальная возможность утилизации AI- и Cu-ломов авиационной и военной техники, а также отходов гражданского машиностроительного производства с использованием технологии МЛ для получения дисперсно-упрочненных КМ. В результате интенсивного ударно-истирающего воздействия при МЛ удается измельчить все грубые частицы фаз в многокомпонентной матрице, в том числе интерметаллиды примесного происхождения и оксидные включения, до нанокристаллических размеров или частично растворить их в (AI) и (Си). Одновременно с этим достигается равномерное распределение в матрице дисперсных, предварительно привнесенных и (или) синтезированных в процессе МЛ УЭ. Последующая регламентированная консолидация и (или) пластическая деформация полученных порошковых гранул позволяет получить полуфабрикаты с высокими свойствами, в частности высокой жаропрочностью при 400-600 °С. Предложены схемы формирования КМ, позволяющие экономично вернуть в производство низкосортное, часто плохо поддающееся переработке сырье и обратить его недостатки - загрязненность примесями и оксидными образованиями в преимущества.

Содержание работы отражено в следующих основных публикациях:

1. Аксенов A.A. Металлические КМ, получаемые жидкофазными методами. Изв. ВУЗов. Цветная металлургия, № 2, 1996, с. 34-46.

2. Аксенов A.A. МЛ КМ на AI- и Cu-основе из лома военной и гражданской техники. В сборнике «Научно-техническое обеспечение деятельности предприятий, институтов и фирм». Материалы научно-практического семинара, М.:МГИУ, 2003. стр. 371-380.

3.Аксенов А.А Новые КМ из вторичного сырья на основе цветных металлов, получаемые с использованием технологии МЛ. В сборнике «Новые тенденции и проблемы экологии и рационального использования вторичных ресурсов. Основные направления развития и технического перевооружения предприятий вторичной металлургии». Материалы конференции. Москва. МИСиС. 2005 стр. 25-26.

4.Belov N.A., Aksenov A.A., Eskin D.G. Iron in Aluminium Alloys. Impurity and Alloying Element. Taylor&Francis Books, London and New York, 2002, 342 p.

5.Nikolay A. Belov, Dmitry G. Eskin, Andrei A. Aksenov. Multicomponent Phase Diagrams. Applications for Commercial Aluminum Alloys. Elsevier Science, 2005,413 p

6. Карабасов Ю.С., Аксенов А А., Астахов M.B.. Наноматериалы и нанотехнологии в МИСиС. Цветные металлы, 2005, №9, стр. 6-9.

7. Аксенов A.A., Кожитов Л.В МИСиС - инновационный университет Металлург, 2005, №9, стр. 6-9.

8. Аксенов A.A., Бендовский Е Б., Золоторевский B.C., Хаюров С.С. Свойства КМ на основе AI-сплава АЛ30 в зависимости от морфологии упрочняющих муллитокремнеземистых волокон. Изв ВУЗов. Цветная металлургия, №4, 1991, с. 104-107.

9. Золоторевский В.С , Ратнер АД., Белов H.A., Аксенов A.A., Алексеев В Ф., Баев В А. Структура новых высокопрочных литейных алюминиевых сплавов на основе технического алюминия. В книге: Металловедение и термообработка цветных металлов. М.: Наука, 1992, с. 142-157

10. Das Goutam, Istomin V.V., Aksenov A.A. Computerized interpretation of electron diffraction patterns. Scripta Metallurgica at Matenalica 1992, Vol. 26, pp.1441-1445.

11. Грибков A.H., Аксенов A.A., Жежер М.В., Золоторевский B.C. Структура и свойства дисперсно-упрочненного KM Al-3%Cu-l%Mg-20%SiC, получаемого методом МЛ. ТЛС. № 12,1993, с.53-59.

12. Полькин И.С., Золоторевский B.C., Романова B.C., Аксенов A.A., Пономоренко А М., Чурмуков Э.А. Структура и свойства литых КМ на основе сплавов АЛ4 и АЛ30, упрочненных частицами SiC. ТЛС. №12,1993, с.59-63

13. Хаюров С.С., Аксенов A.A., Золоторевский B.C. Волокнистые КМ на основе AI- сплавов для поршней двигателей внутреннего сгорания, получаемых кристаллизацией под давлением. ТЛС. №12, 1993, с.68-72.

14. Аксенов A.A., Чурмуков Э.А., Романова B.C., Влияние Si на процессы взаимодействия на поверхностях раздела в КМ Al-SiC. Изв. ВУЗов. Цветная металлургия, № 4-6, 1994, с. 145150.

15. Аксенов A.A., Чурмуков Э.А , Золоторевский В С. Влияние Mg на процессы взаимодействия в КМ «А1-сплав - бескерновые длинномерные волокна SiC». Изв. ВУЗов. Цветная металлургия, № 5, 1996, с. 35-41.

16. Аксенов A.A., Чурмуков Э.А. Влияние Си на процессы взаимодействия в КМ «А1-сплав - бескерновые волокна SiC» Изв. ВУЗов. Цветная металлургия, №5, 1998, с 49-52.

17 Аксенов А.А , Филипов А Т , Золоторевский В С. Формирование структуры дисперсно-упрочненных КМ «Al-SiC» Изв. ВУЗов Цветная металлургия, №3, 1999, с 39-45.

18. Аксенов А.А., Егорушкина З.Ф., Будницкий Г.А. Структура КМ «А1 - бескерновые волокна SiC». Перспективные материалы, 1999, №5, с. 61-67.

19. Аксенов А.А., Егорушкина З.Ф., Будницкий Г.А., Чурмуков Э.А. Структура КМ на основе А1 и бескерновых волокон SiC. Химические волокна, 1999, №6, с. 42-46.

20. Медведева С.В., Аксенов А.А., Егорушкина З.Ф. Исследование взаимодействия на поверхностях раздела в КМ на основе систем Al-Zn, Al-Zn-Mg-Cu, упрочненных длинномерными бескерновыми волокнами SiC. Изв. ВУЗов. Цветная металлургия, №3, 2000, с. 69-73.

21. Kudaschov D.V., Aksenov А.А., Klemm V„ Martin U„ Oettel H„ Portnoy V.K., Zolotorevskii V.S. Microstructure Formations in Cu-SiC Composites During Mechanical Alloying in a Planetary Activator. Werkstoffwisenschaft und Werkstofftechnogie. 31. 2000. p. 1048-1055.

22. Аксенов A.A., Белов H.A., Медведева C.B. Исследование диаграммы состояния системы Al-Si-C для анализа фазовых превращений в КМ на основе А1. Изв. ВУЗов. Цветная металлургия, № 1, 2001, стр. 18-25.

23. Andrey A. Aksenov, Nikolay A. Belov, Svetlana V. Medvedeva The Al-Si-C Phase Diagram and Its Use for Microstructural Analysis of MMCp and MMCf Composite Materials. Z. Metallkunde V. 92, 2001, № 9, pp. 1103-1110.

24. Аксенов A.A., Егорушкина З.Ф., Медведева C.B. Структура бескерновых длинномерных волокон SiC и КМ А1 - SiC. Химические волокна, 2001, № 3, стр. 3-9.

25. Popov V., Aksenov A., Kaloshkin S., Ivanov V., Lesuer D., Cherdyntsev V., Paranin S., Smirnov O., Gulbin V. Application of Mechanical Alloying and Dynamic Compaction for Producing Metal Matrix Composites. Proc. of Int. Conf. EUROMAT 2001, Italy, Rimini, June 1014, 2001, Conference Proceedings, №192.

26. Popov V.A., Aksenov A.A., Solonin A.N., Kaloshkin S.D., Tcherdyntsev V.V. 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.

27. Popov V., Lesuer D., Kotov I, Ivanov V., Aksenov A., Khodos I., Klimenko G., Smirnov O., Murzakaev A., Zajats S. On the development of microstructure in a MMC using nano-materials. Proc. of "Second International Symposium on Ultra fine Grained Materials". 2002. Seattle, USA.

28 Аксенов A.A., Солонин A.H., Портной B.K. Особенности формирования структуры и свойства А1-сплавов, МЛ оксидом А1. Изв. ВУЗов. Цветная металлургия. 2001. №3. стр. 5461.

29. Aksenov А.А., Belov N.A., Medvedeva S.V. Use of Al-Si-C Phase Diagrams for Analyzing Phase Transformations in Aluminum - Based Composites. Russian Journal of Non-Ferrous Metals. Vol. 42, No. 1, pp. 15-23, 2001.

30. Aksenov A.A., Belov N.A., Medvedeva S.V. The study of the interaction at interfaces in MMCp and MMCf composite materials based on the aluminium alloys with SiC. Proc. of Int. Conf. ICCA8, Held in Cambridge, UK, July 1-5, 2002, 239-244.

31. Popov V.A., Aksenov A.A., Ivanov V.V., Lesuer D.R., Gulbin V.N., Kobelev A.G., Solonin A.N., Paranin S.N., Khodos I.I., Smirnov O.M., Zayats S.V.. MMC production method using dynamic consolidation of mechanically alloyed aluminium and silicon carbide powders. Proc. of Int. Conf. ICCA8, Held in Cambridge, UK, July 1-5, 2002, 289-294.

32. Aksenov A.A., Solonin A.N., Kudashov D.V. Investigation of the Structure and Properties of Dispersion-Strengthened Mechanically Alloyed Composite Materials on the Base of Aluminium Alloys. European Congress on Advanced Materials and Processes "Materials Week 2002" 30 Sept -2 Oct. 2002, Munich, Germany.

33. Popov V., Timofeev A., Aksenov A. Investigation of MMC Structure by High-Resolution Electron Microscopy European Congress on Advanced Materials and Processes «Materials Week 2002». 30 Sept - 2 Oct. 2002, Munich, Germany.

34. Aksenov A.A., Kudashov D.V., Prosviryakov A.S., Gershman I.S., Solonin A.N. The Study of the Structure and Properties of ODS Materials Based on the Cu-SiC System and Obtained by Mechanical Alloying. European Congress on Advanced Materials and Processes «Materials Week 2002». 30 Sept - 2 Oct. 2002, Munich, Germany.

35. А.А. Аксенов, A.C. Просвиряков, M.E. Самошина, A.H. Солонин, C.B. Медведева. MJl KM на основе A1 и Си с высокой объемной долей КЧ, предназначенные для получения оснований микросхем больших компьютеров. В сборнике «Научно-техническое обеспечение деятельности предприятий, институтов и фирм». Материалы научно-практического семинара, М.: «Учеба» МИСиС, 2004. стр. 605 - 606

36. Aksenov A. A., Solonin A. N., Samoshina М. Е., Belov N. A. The Structure and Properties of Dispersion-Strengthened Mechanically-Alloyed Composite Materials Based on Aluminum Alloys. Proc. of Int Conf. ICCA9, Brisbane, Australia, August 2-5,2004,1303-1308.

37. Popov V., Aksenov A., Lesuer D., Vershinina E., Smirnov O., Marmulev A. Processing of MMC Reinforced with Small-size Particles. Proc. of Int. Conf. ICCA9, Brisbane, Australia, August 2-5,2004. 1046-1050.

38. Аксенов A.A., Солонин A.H., Истомин-Кастровский B.B. Структура и свойства КМ на основе А1, получаемых методом МЛ в воздушной атмосфере. Изв. ВУЗов. Цветная металлургия. 2004. №4. стр. 58-66.

39. Аксенов А.А., Просвиряков А.С., Кудашов Д.В., Гершман И.С. Структура и свойства КМ на основе системы Cu-Cr, полученных методом МЛ. Изв. ВУЗов. Цветная металлургия. 2004. № 6. с. 39-46.

40. Аксенов А.А., Белов Н.А., Золоторевский B.C., Портной В.К. Новые сплавы и КМ на основе цветных металлов и предложения по исследованию структуры и свойств. В сборнике

«Научно-техническое обеспечение деятельности предприятий, институтов и фирм». Материалы научно-практического семинара, М.: «Учеба» МИСиС, 2004. стр. 227-233.

41. A.A. Aksenov, М.Е Samoshina and N.A. Belov. Structure and properties of mechanically alloyed composite materials from scrap of A1 alloys. «Aluminium Alloys 2006. Innovation Through Research and Technology». Proc. Int. Conf. ICC A10, Vancouver, Canada, July 9th - 13th, 2006.

42. Yu.S.Karabasov, A.A.Aksenov, M.V.Astakhov. Nanomatenals and Nanotechnologies in The Moscow Institute of Steel and Alloys. Non-ferrous metals. N4, 2006, pp.5-7.

43. Аксенов A.A., Бендовский Е.Б., Золоторевский B.C., и др. Способ получения изделий из волокнистого КМ. Патент РФ № 1817913 от 27.06.91.

44. Аксенов А.А., Валеев Д.Х., Грибков В.Н., Долгов А.Д., Золоторевский B.C., Макаревич П.С , Солодухо О.А , Тарарышкин В.И , Уваров В.И., Хагоров С С. Поршень для двигателя внутреннего сгорания из легких сплавов и способ его изготовления. Пол. решение № 94027088. Дата публикации 10 07.96.

45 Аксенов А.А , Гершман И.С., Кудашов Д.В., Портной В.К. Способ изготовления КМ на основе Си и КМ, изготовленный этим способом. Патент РФ №2202642 от 26.09.01. МКП: С22С1/05; B22F9/04.

46 Аксенов А.А., Золоторевский B.C., Солонин А.Н., Портной В.К. Способ получения КМ из А1-сплава (его вариант) и КМ. Патент РФ №2202643 от 26.09.01. МКП. С22С1/05; B22F9/04.

Формат 60 х 90 '/|6 Тираж 100 экз. Объем 3,25 п.л._Заказ 1257_

Отпечатано с готовых оригинал-макетов в типографии Издательства «Учеба» МИСиС, 117419, Москва, ул. Орджоникидзе, 8/9

Ведение.

1. Формирование КМ на основе AI, получаемых жидкофазной пропиткой под давлением и механическим замешиванием.

1.1. Процессы смачивания на границе раздела матрица - УЭ.

1.1.1 Смачиваемость при жидкофазной пропитке волокон на основе Fe,

AI2O3, SiC>2, муллитокремнезема и SiC

1.1.1.1. Смачиваемость в системе А1 - волокна на основе Fe.

1.1.1.2. Смачиваемость в системе А1 - KB на основе AI2O3, SiC>2 и муллитокремнезема

1.1.1.3. Смачиваемость в системе А1 - длинномерные бескерновые KB SiC.

1.1.2 Смачивание при механическом замешивании КЧ SiC.

1.2. Процессы взаимодействия на межфазной границе матрица - УЭ.

1.2.1. Взаимодействие в системе А1-волокна на основе Fe.

1.2.2.Взаимодействие в системе Al-Si-0.

1.2.2.1. Исследование процессов взаимодействия KB на основе AI2O3,

SiC>2 и муллитокремнезема с А1 и его сплавами.

1.2.3.Взаимодействие в системе Al-Si-C.

1.2.3.1. Исследование процессов взаимодействия SiC с расплавом чистого А1.

1.2.3.2. Исследование процессов взаимодействия SiC со сплавами системы AI-Si.

1.2.3.3. Построение диаграммы состояния системы Al-Si-C.

1.2.3.4.Исследование процессов взаимодействия в КМ на основе системы AI-Mg-Si-C.

1.2.3.5.Исследование процессов взаимодействия в КМ на основе системы Al-Cu-Si-C.

1.2.3.6.Исследование процессов взаимодействия в КМ на основе системы Al-Zn-Si-C и Al-Zn-Mg-Cu-Si-C.

1.3. Разработка КМ, получаемых методами механического замешивания в расплав и жидкофазной пропиткой под давлением.

1.3.1. КМ, получаемые методом механического замешивания УЭ, предназначенные для получения деталей ДВС.

1.3.1.1. Влияние ГИП и ЖШ на структуру и свойства КМ.

1.3.1.2. Оценка литейных свойств КМ на основе сплавов АК12ММгН и АК9ч, упрочненных КЧ SiC.

1.3.1.3. Оптимизация технологии термической обработки отливок из КМ, упрочненных КЧ SiC

1.3.1.4. Паспортные характеристики KM AK94-15o6.%SiC и

АК12ММгН-15o6.%SiC. НО

1.3.2. КМ, получаемые методом жидкофазной пропитки под давлением, предназначенные для получения поршней ДВС.

1.3.2.1. Выбор состава и структуры матрицы и ВПК для получения КМ

1.3.2.2. Оптимизация режимов жидкофазной пропитки преформ из ВПК при получении точных отливок поршней.

1.3.2.3. Исследование возможности получения комбинированных поршней с упрочняющими нирезистовыми вставками.

1.3.2.4. Оптимизация режимов термической обработки КМ.

1.3.2.5.Разработка КМ на основе сплава АК12ММгН и ВПК и технологии получения точных отливок из них поршней тяжело нагруженных ДВС.

Выводы по главе 1.

2. Формирование структуры дисперсно-упрочненных КМ на основе AI и Си, получаемых методом механического легирования из крупных шихтовых составляющих, в том числе из вторичного сырья.

2.1. Прогнозирование оптимальной структуры дисперсно-упрочненных КМ и важнейших факторов, способных оказать на нее влияние.

2.2. Формирование структуры дисперсноупрочненных КМ в процессе обработки в высокоэнергетических мельницах.

2.2.1. Структура и свойства механически легированных КМ на основе А1сплавов.

2.2.1.1 КМ, получаемые в аттриторе методом совместной обработки матричных и КЧ.

2.2.1.2 КМ, получаемые механическим легированием в ПМ методом совместной обработки крупных матричных и КЧ.

2.2.1.3 КМ, получаемые механическим легированием в ПМ в окислительной атмосфере.

2.2.2. Структура и свойства механически легированных КМ на основе

2.2.2.1. КМ, получаемые механическим легированием в ПМ совместной обработки крупных Cu-матричных и КЧ.

2.2.2.2.КМ, получаемые механическим легированием в ПМ методом совместной обработки крупных Cu-матричных частиц и частиц Сг.

2.3. Формирование структуры КМ при консолидации и последующей обработке.

2.3.1. Консолидация и обработка механически легированных КМ на основе

2.3.1.1. Анализ процессов распада (А1) в процессе консолидации и других параметров субструктуры механически легированных КМ на основе А1-сплавов.

2.3.1.2. Оценка важнейших свойств механически легированных КМ на основе А1-сплавов с КЧ.

2.3.1.3. Исследование влияния термической обработки на структуру и свойства механически легированных КМ (на примере КМ А1-3%Cu-l%Mg-20%SiC, полученного в аттриторе).

2.3.2. Консолидация и обработка механически легированных КМ на основе

2.3.2.1. Консолидация и обработка КМ на основе системы Си и ее сплавы - КЧ.

2.3.2.2.Консолидация и обработка КМ на основе системы Cu-Cr.

Выводы по главе 2.

3. Разработка КМ на основе Си н AI, получаемых методом MJI.

3.1. Выбор эффективного агрегата для механического легирования на примере А1-КМ.

3.2. КМ на основе систем "А1-сплавы - SiC" и "А1-сплавы - оксид АР'.

3.2.1. Исследование, оптимизация и разработка рекомендаций для внедрения механически легированных дисперсно-упрочненных КМ, получаемых из вторичного А1-сырья и крупных КЧ.

3.2.2. Разработка рекомендаций для внедрения КМ на основе сплава АК12М2МгН.

3.2.3. Разработка рекомендаций для внедрения КМ на основе сплава АК12ММгН, получаемых методом MJ1 в воздушной атмосфере.

3.3. КМ на основе Си.

3.3.1. КМ на основе системы Cu-КЧ.

3.3.2. Выбор оптимальных режимов консолидации.

3.3.3. КМ на основе системы Cu-Cr.

3.3.4.Внедрение КМ на основе системы Cu-Cr.

Выводы по главе 3.

Интерес к исследованиям и разработке КМ на основе различных металлов и сплавов возник еще в 60-х годах 20-го века, в дальнейшем он развивался по возрастающей и не ослабевает в настоящий момент. КМ получают все более широкое применение, во многих областях техники начиная от бытовых изделий массового производства до агрегатов авиалайнеров и космических кораблей. Связано это с тем, что использование КМ, обладающих уникальным сочетанием иногда взаимоисключающих свойств, дает значительный технико-экономический эффект.

В работе изучены и разработаны следующие КМ на А1- и Cu-основе, получаемые ЖМ и MJI и содержащие в качестве УЭ металлические или керамические фазы в разных пространственных формах.

1. КМ, получаемые ЖПр под давлением на основе А1 и его сплавов с металлическими (стальная проволока) и KB (длинномерные бескерновые волокна SiC), расположенными в матрице в виде моноволокон или тканых и трикотажных конструкций. Такие КМ могут быть использованы для получения деталей, к которым предъявляются повышенные требования по прочности и жесткости в одном двух направлениях, например, шатунов двигателей внутреннего сгорания.

2. КМ, получаемые ЖПр под давлением на основе А1 и его сплавов с KB на основе SiC>2 и AI2O3, хаотично расположенными в матрице и жестко скрепленными между собой в каркасы (преформы). Такие КМ могут быть использованы для получения жаропрочных, термически стабильных и износостойких деталей, например, поршней двигателей внутреннего сгорания.

3. КМ, получаемые методом МЗ в расплав А1 и его сплавов дисперсных КЧ SiC (размером 10-15 мкм). Такие КМ могут быть использованы для получения жаропрочных, термически стабильных и износостойких деталей двигателей внутреннего сгорания, например поршней или головок блоков цилиндров.

4. КМ, получаемые методом MJI на А1- и Cu-основе с металлическими частицами (на основе Сг) и КЧ (SiC, AI2O3 и др.) (размером менее 1 мкм). Такие дисперсно-упрочненные КМ на А1-основе могут быть использованы для получения жаропрочных, термически стабильных и износостойких деталей различного назначения, например деталей двигателей, а на Cu-основе - для получения жаропрочных, термически стабильных и дугостойких электрических контактов.

Необходимость в разработке таких КМ и технологий их получения возникла в связи с существованием остро стоящей проблемы композиционного материаловедения высокой себестоимостью материалов.

В связи с этим актуальным является проведение комплексных исследований направленных на: (1) упрощение и удешевление технологических схем получения КМ за счет использования более эффективных и экономичных операций и режимов; (2) повышение экономичности КМ за счет применения более дешевого и доступного сырья для их получения, включая лом и отходы.

В связи с этим в работе ставятся следующие ЦЕЛИ: Оптимизировать состав и структуру КМ: на основе А1, получаемых: (1) жидкофазной пропиткой расплавом под давлением с УЭ в виде волокнистых преформ на основе S1O2 и AI2O3 и длинномерных бескерновых волокон SiC; (2) методом механического замешивания в расплав КЧ SiC (размером 10-15 мкм), на основе А1 и Си, получаемых методом MJI с использованием крупных не порошковых исходных матричных (в том числе вторичного сырья) и металлических (Сг) и КЧ (SiC, AI2O3 и др.). На основе проведенной оптимизации разработать новые экономичные, высокопрочные и жаропрочные КМ, а также экономичные технологии получения деталей из них.

Для достижения поставленных ЦЕЛЕЙ решали следующие ЗАДАЧИ: (1) Построение многокомпонентных диаграмм состояния на А1-основе с компонентами матричных сплавов (Si, Си, Zn, Mg) и УЭ (SiC); предложение на основе диаграмм состояния рекомендаций по оптимизации составов КМ и режимов их получения. (2) Изучение особенностей формирования структуры КМ на основе систем Al-Fe, Al-Si-O, Al-Si-C, Al-Mg-Si-C, Al-Cu-Si-C, Al-Zn-Si-C на стадиях смачивания, взаимодействия и кристаллизации при получении жидкофазными методами пропитки под давлением и механического замешивания. На основе полученных закономерностей формулировка рекомендаций для выбора оптимальных составов КМ и технологий их получения. (3) Разработка жаропрочных и термически стабильных КМ на основе А1-сплавов, получаемые методами пропитки волокон под давлением и механическим замешиванием УЭ в расплав, предназначенных для получения деталей форсированных двигателей внутреннего сгорания. (4) Изучение особенности формирования структуры А1- и Cu-КМ на основе различных систем, получаемых из относительно крупных не порошковых шихтовых составляющих на стадиях высокоэнергетического воздействия в мельницах, консолидации и термообработки. На основе полученных закономерностей разработка научных основ для создания экономичных MJ1 КМ на А1- и Си-основе. (5) Разработка электротехнических и конструкционных КМ, получаемые методом MJI, в том числе из вторичного сырья, предназначенные для получения: дугостойких контактов на Cu-основе; жаропрочных и термически стабильных деталей двигателей внутреннего сгорания на А1-основе.

НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКАЯ ЦЕННОСТЬ И НОВИЗНА:

1. Применен диаграммный подход для анализа процессов взаимодействия в КМ на основе А1 и его сплавов с SiC, для чего уточнены и впервые построены фрагменты диаграмм состояния систем Al-Si-C, Al-Mg-Si-C, Al-Zn-Si-C и Al-Cu-Si-C в виде проекций А1-угла, политермических и изотермических разрезов, для условий метастабильного равновесия, а также для неравновесных условий кристаллизации КМ. Показано, что необратимый характер взаимодействия А1 и его сплавов с SiC связан с торможением или полным подавлением нонвариантной перитектической реакции L+Al4C3=>(Al)+SiC.

2. С использованием структурного анализа и построения кинетических и температурных зависимостей линейных размеров реакционных зон и массовой доли фаз -продуктов взаимодействия на межфазной границе, предложены структурные модели взаимодействия на границах раздела «матрица-УЭ» для КМ на основе А1 и сплавов систем Al-Si, Al-Mg, Al-Cu, AI-Zn, AI-Mg-Si, Al-Zn-Mg-Cu, Al-Si-Cu-Mg, а также керамических УЭ Si02, А120з и SiC.

3. На основе исследований формирования А1-КМ на стадиях смачивания, взаимодействия и кристаллизации проведена оптимизация состава матричных сплавов, состава и структуры УЭ, всего КМ в целом, а также технологических параметров получения композиционных отливок. Опробованы различные варианты КМ на основе силуминов, упрочненных KB из S1O2 и муллитокремнезема, КЧ или длинномерными бескерновыми волокнами SiC; представлены и опробованы экономичные технологические схемы получения из КМ деталей форсированных двигателей внутреннего сгорания.

4. Показана возможность эффективного получения MJI КМ на основе Си и А1-сплавов из изначально крупных матричных (500-5000 мкм) и упрочняющих КЧ или металлических (10-40 мкм) частиц. Показано, что во время мощного воздействия в ПМ в течение 30-120 мин в таких КМ достигается гомогенная и дисперсная структура, состоящая из зерен (А1) или (Си) размером 20-200 нм и равномерно распределенных а них УЭ с размером менее 1 мкм. Показано, что такая структура формируется тем быстрее, чем выше объемная доля УЭ, а также выше легированность (А1) или (Си) и доля фаз, в них распределенных.

5. Показана возможность получения дисперсно-упрочненных КМ на основе А1 сплавов из разнородных по составу крупных (500-5000 мкм) шихтовых материалов, путем их обработки в ПМ в воздушной атмосфере. В результате такой обработки в течение 30120 мин происходит формирование КМ, структура которых состоит из зерен (А1), размером 50-200 нм, и дисперсных аморфных частиц оксидов А1 и Mg размером 3-250 нм с объемной долей 10-15%.

6. Предложена структурная модель формирования гранул КМ из крупных шихтовых составляющих, которая состоит из следующих этапов MJI: Первый: раздельное диспергирование компонентов шихты, когда ее отдельные составляющие измельчаются, но еще не участвуют в MJI. Второй: подключение кооперативных процессов множественного внедрения УЧ в поверхность матричных и их последующего вовлечения в объем материала в результате сварки гранул между собой. При этом вовлечение УЧ в объем материала проходит двумя способами: по известному механизму «формирования слоеного пирога» и путем первоначального смятия пластичных матричных частиц, их изгиба и захвата в образовавшуюся полость свободных УЧ и мелких гранул, последующего их складывания и сварки. Для этого этапа характерен четко выраженный слоистый характер структуры. Третий: полное исчезновение раздельно существующих компонентов, формирование более компактных и однородных по структуре гранул, содержащих равномерно распределенные дисперсные УЧ. Кроме диспергирования УЧ для этого этапа характерно уменьшение размера зерна (А1) и (Си), величина которого определяется наличием в КМ эффективных препятствий для перемещения дислокаций и границ зерен.

7. Показана принципиальная возможность получения консолидированных образцов КМ на различной основе по схеме двухстороннего прессования при температурах 200-600 °С, что гарантирует достижение высокой плотности образцов (>95%) при полной потере индивидуальности бывшими гранулами. Во время консолидации гранул, из-за восстановительных процессов и распада (А1) и (Си), происходит снижение твердости КМ на величину (10-70 %), зависящую от наполненности УЧ, химического и фазового состава матрицы. Показано, что повышенная доля УЧ, а также увеличение продолжительности MJ1 приводят к росту сопротивления консолидации гранул на разной основе, и, как следствие, к увеличению пористости компактных образцов КМ.

8. Даны рекомендации по выбору состава и исходной структуры крупных кусочно-стружковых шихтовых материалов, предложены и опробованы различные шихтовые маршруты, способствующие наиболее эффективному измельчению и равномерному распределению грубых частиц различных фаз в многокомпонентной матрице, а также равномерному распределению в ней дисперсных УЧ. Предложенные схемы формирования КМ позволяют экономично вернуть в производство низкосортное, плохо поддающееся переработке вторичное сырье и обратить его недостатки - загрязненность примесями в преимущества.

ПРАКТИЧЕСКАЯ ЦЕННОСТЬ И ВНЕДРЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ РАБОТЫ: На основе анализа структуры на разных уровнях, а также построения закономерностей, связывающих параметры структуры и свойства, предложены следующие экономичные КМ на основе А1 и Си конструкционного и электротехнического назначения, а также экономичные и эффективные технологии получения готовых полуфабрикатов или деталей из них.

1. КМ на основе силуминов и волокнистой пористой керамики, получаемые жидкофазной пропиткой расплавом под давлением. Для внедрения предложены КМ: на основе сплава АК12ММгН, содержащего 11-18 об.% волокон муллитокремнезема или SiCh и имеющие следующие свойства: НВ(120-135); а„20=(200-220) МПа; ств300=(120-190) МПа; HBj300 (20-28); <х=(20-21) х 10"6, К"1; аюо35°=(50-60) МПа.

С использованием предложенных КМ разработан комбинированный поршень и его варианты для тяжело нагруженных двигателей внутреннего сгорания.

Разработана технология получения точных отливок комбинированных поршней из новых материалов пропиткой и кристаллизацией под давлением.

2. КМ на основе силуминов и частиц SiC, получаемые методом механического замешивания УЭ в расплав. Для промышленного опробования совместно с ВИЛС предложены КМ:

- AK94-15o6.%SiC, имеющий следующие свойства: ств20=ЗЮ МПа; 520=1,2%; НВ105; ств250=130 МПа; 6250=Ю%; HBi300 1 6;

- AK12MMrH-15o6.%SiC, имеющий следующие свойства: <гв20=3 65 МПа; 820=1,4%; НВ130; ств350=75 МПа; б350=2,4%; HBi30027.

КМ и отливки деталей двигателей внутреннего сгорания из них предложено получать по двухстадийной технологической схеме: (1) предусматривает получение на специализированном предприятии слитков-полуфабрикатов с применением метода механического замешивания УЧ в расплав; (2) - вторичный переплав слитков-полуфабрикатов и получение фасонных отливок из КМ методом литья в кокиль с последующей газостатической обработкой (ГИП) или методом жидкой штамповки (ЖШ).

3. Дисперсно-упрочненные MJI КМ на основе сплавов АК12ММгН, Д16, 1976 (А1-Zn-Mg-Cu) и др. Для внедрения предложен дисперсно-упрочненный частицами SiC или AI2O3 КМ на основе сплава АК12М2МгН, например, материал АК12М2МгН-20%АЬОз, который после 120 мин обработки в ПМ и консолидации при температуре 400 °С имеет следующие свойства: HV 275±5, НВ135°=240±20 МПа, <х(2(М00) =18-10"6 К"1. Предложена экономичная технология получения деталей и деформируемых полуфабрикатов из этих КМ, в том числе для случая использования низкосортного вторичного сырья (стружковых отходов).

4. Дисперсно-упрочненные КМ электротехнического и конструкционного назначения на основе Си, получаемые МЛ. Для внедрения предложены следующие дисперсно-упрочненные КМ:

- КМ на основе системы Cu-SiC, например материала Cu-25% SiC, который после MJ1 и консолидации при температуре 600 °С имеет следующие свойства: HV290±8, HBi35°100±4, электропроводность 10+0,4 МСм/м, а(20"100) =10*10'6 К*1. Разработан технологический процесс получения из новых Cu-КМ деталей и деформируемых полуфабрикатов.

- дисперсно-упрочненный КМ на основе системы Cu-Cr, например, материал Си-50%Сг (СиСг50), который после MJI и консолидации при температуре 650 °С имеет следующие свойства: НВ320±8, HBi3S080±4, электропроводность 17,6±0,4 МСм/м; КМ CuCr50 прошел успешные испытания в условиях Московской железной дороги и внедрен в качестве дугогасительного контакта быстро действующих автоматических переключателей типа ВАБ-28.

ВКЛАД СОИСКАТЕЛЯ: Автор диссертации сформулировал концепцию работы, осуществлял научное руководство исследованиями, принимал непосредственное участие в разработке методик, проведении экспериментов (включая большинство собственноручных структурных исследований) и интерпретации полученных результатов.

Настоящая работа представляет собой обобщение результатов, полученных автором при выполнении научно-исследовательских работ в МИСиС с 1990 по 2006 гг.

АПРОБАЦИЯ РАБОТЫ И ПУБЛИКАЦИИ: Результаты работы доложены и обсуждены на следующих международных конференциях: "Химволокно - 2000", г. Тверь; «Прогрессивные литейные технологии», г. Москва, 24-26 октября 2000 г.; «Слоистые КМ - 2001», г. Волгоград, 24-28 сентября 2001 г; «EUROMAT 2001», Italy, Rimini, June 10-14, 2001; «Materials Week 2001» 1-4 Oct. 2001, Munich, Germany; «Materials Week 2002» 30 Sept - 2 Oct. 2002, Munich, Germany; «Second International Symposium on Ultra fine Grained Materials», 2002, Seattle, USA; «Новые перспективные материалы и технологии их получения - 2004», 20-23 сентября 2004, ВГТУ, Волгоград; «1ССА8», Cambridge, UK, July 1-5, 2002; «1ССА9», Brisbane, Australia, August 2-5, 2004; ICCA10,Vancouver, Canada, July 9-13, 2006; «Рециклинг алюминия» третья международная конференция и выставка, Москва, 29-31 марта 2006; «Развитие инновационного сотрудничества», Милан - Турин -Удина - Венеция, Италия, 28 мая - 3 июня 2006 г. На Российских конференциях: «Новые материалы и технологии машиностроения», 18-19 ноября 1993, МГАТУ; «Новые материалы и технологии», Москва, 1995; «Новые тенденции и проблемы экологии и рационального использования вторичных ресурсов. Основные направления развития и технического перевооружения предприятий вторичной металлургии». «МЕТАЛЛЭКСПО», Москва, МИСиС, 17 ноября 2005; ПРОСТ-2002, Москва, МИСиС, 1618 апреля; ПРОСТ-2004, Москва, МИСиС, 20-22 апреля; ПРОСТ-2006, Москва, МИСиС, 18-20 апреля.

Основное содержание диссертации опубликовано в 2 книгах, 39 статьях (в том числе 17 в журналах, рекомендованных ВАК), 19 тезисах докладов на конференциях; получено 3 Российских патента и 1 Положительное решение; зарегистрировано 5 Ноу-хау.

СТРУКТУРА И ОБЪЕМ ДИССЕРТАЦИИ: Диссертация состоит из введения, 3 глав,

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Изучены процессы формирования структуры КМ на основе А1-сплавов разных систем и УЭ (частицы и волокна на основе стали, AI2O3, S1O2 и SiC) в процессе жидкофазной пропитки под давлением и механического замешивания на стадиях смачивания, взаимодействия и кристаллизации. Построены кинетические и температурные зависимости размеров реакционных зон, а также массовой доли фаз, образующихся при взаимодействии на межфазной границе «матрица - УЭ». Предложены структурные модели, описывающие взаимодействие на границах раздела на разных стадиях получения КМ.

2. Применен диаграммный подход для анализа процессов взаимодействия в КМ на основе А1 и его сплавов с SiC (частицы и волокна). Построены фрагменты диаграмм состояния систем Al-Si-C, Al-Mg-Si-C, Al-Zn-Si-C и Al-Cu-Si-C в виде проекций А1 - угла, политермических и изотермических разрезов для условий метастабильного равновесия, а также для неравновесных условий кристаллизации КМ. Определены условия, при которых при взаимодействии А1 и его сплавов с SiC образуется фаза AI4C3.

3. Показана возможность получения дисперсно-упрочненных КМ на основе Си и А1-сплавов разных систем методом MJ1 из изначально крупных матричных (500-5000 мкм) и упрочняющих КЧ или металлических (10-40 мкм) частиц. Показано, что во время мощного ударно-истирающего воздействия в ПМ в течение 30-120 мин в таких КМ достигается гомогенная и дисперсная структура, состоящая из зерен (А1) и (Си) размером 20-200 нм и равномерно распределенных на их фоне УЧ с размером менее 1 мкм. Такая структура формируется тем быстрее, чем выше объемная доля УЧ, а также выше легированность (А1) и (Си) в сплавах и доля фаз, в них расположенных.

4. Показана возможность получения дисперсно-упрочненных КМ на основе А1-сплавов из разнородных по составу шихтовых материалов (в том числе вторичного сырья), путем их обработки в ПМ в воздушной атмосфере. В результате такой обработки в течение 30-120 мин происходит формирование КМ, структура которых состоит из зерен (А1) размером 50-200 нм и дисперсных аморфных частиц оксидов А1 и Mg размером 3-250 нм с объемной долей 10-15%.

5. Предложена структурная модель формирования гранул КМ из крупных шихтовых составляющих, которая выявляет следующие этапы MJ1: Первый: раздельное диспергирование компонентов шихты, когда отдельные составляющие измельчаются независимо одна от другой. Второй: множественное внедрение УЧ в поверхность матричных и их последующее вовлечение в объем КМ в результате сварки гранул между собой. При этом вовлечение УЧ в объем КМ проходит двумя способами: по механизму наслоения и путем первоначального смятия пластичных матричных частиц, их изгиба и захвата в образовавшуюся полость свободных УЧ и мелких гранул, последующего их складывания и сварки. Для этого этапа характерен четко выраженный слоистый характер структуры. Третий: полное исчезновение автономных составляющих, формирование более компактных и монолитных гранул с равномерно распределенными в них дисперсными УЧ. Кроме диспергирования УЧ для этого этапа MJI характерно уменьшение размера зерна (А1) и (Си) до уровня, величина которого определяется наличием в КМ эффективных препятствий для перемещения границ зерен.

6. Показана принципиальная возможность получения консолидированных образцов КМ на различной основе по схеме двухстороннего прессования при температурах 200-600 °С, что гарантирует достижение высокой плотности (>95%) при полной потере индивидуальности бывшими гранулами. Во время консолидации гранул из-за восстановительных процессов и распада (А1) и (Си) установлено снижение твердости КМ на величину (1070%), зависящую от наполненности УЧ, химического и фазового состава матрицы. Повышенная доля УЧ, а также увеличение продолжительности MJI приводят к росту сопротивления консолидации гранул на разной основе, и, как следствие, к увеличению пористости компактных образцов КМ.

7. На основе полученных закономерностей и предложенных моделей проведена оптимизация исходных шихтовых составляющих, состава матричных сплавов, УЭ и КМ в целом, которая позволила:

7.1. Предложить для внедрения КМ на основе силуминов и волокнистой пористой керамики, получаемые жидкофазной пропиткой расплавом под давлением, например, материал АК12ММгН - (11-18) об. % волокон муллитокремнезема или SiC>2, имеющий следующие свойства: НВ(120-135), ав2°=(200-220) МПа, ав3°°=(120-190) МПа, НВ,300 (20-28), а=(20-21)*10б, Г1, аюо350=(50-60) МПа.

7.2. Разработать комбинированный поршень и его варианты для тяжело нагруженных двигателей внутреннего сгорания. Кроме того, разработана технология получения точных отливок комбинированных поршней из новых материалов пропиткой и кристаллизацией под давлением.

7.3. Предложить для промышленного опробования КМ на основе эвтектических силуминов и частиц SiC, получаемые методом механического замешивания упрочняющих элементов в расплав, например, материал AK94-15o6.%SiC, имеющий следующие свойства: ав20=ЗЮ МПа, 520=1,2%, НВ105; ав250=130 МПа, 6250=Ю%, HBi3001 6 или материал AK12MMrH-15o6.%SiC, имеющий следующие свойства: ств20=3 65 МПа, 520=1,4%, НВ130, ав350=75 МПа, 6350=2,4%, HBi30027. Для получения отливок из предложенных материалов разработана двухстадийная технологическая схема, предусматривающая получение слитков-полуфабрикатов с применением метода механического замешивания упрочняющих элементов в расплав и их вторичный переплав для последующего получения фасонных отливок.

7.4. Предложить для внедрения дисперсно-упрочненный SiC или AI2O3 КМ на основе сплава АК12М2МгН, например, материал АК12М2МгН-20%А120з, который после 120 мин обработки в ПМ и консолидации при температуре 400 °С имел следующие свойства: HV280±5, HBi35024±2, средний КТР в интервале температур от 20 до 400 °С равен 18-Ю"6 К"1. Предложена экономичная технология получения деталей и деформируемых полуфабрикатов из новых КМ.

7.5. Предложить для внедрения дисперсно-упрочненные КМ электротехничекого назначения на основе систем Cu-SiC и Cu-Cr; например, KM Cu-50%Cr, который после MJT и консолидации при температуре 600 °С имел следующие свойства: НВ320±8, HBi35080+4, электропроводность 17,6+0,4 МСм/м или KM Cu-25% SiC, который после MJT и консолидации при температуре 600 °С имел следующие свойства: HV290±4,.HBi35°100±5, электропроводность 10 МСм/м, средний КТР в интервале температур от 20 до 100 °С равен 10*10"6 К"1. KM Cu-50%Cr, получивший название «СиСг50», прошел успешное испытание в условиях Московской железной дороги и внедрен в качестве дугогасительного контакта быстро действующих автоматических переключателей типа ВАБ-28.

8. Показана принципиальная возможность утилизации А1- и Cu-ломов авиационной и военной техники, а также отходов гражданского машиностроительного производства с использованием технологии MJI для получения дисперсно-упрочненных КМ. В результате интенсивного ударно-истирающего воздействия при MJI удается измельчить все грубые частицы фаз в многокомпонентной матрице, в том числе интерметаллиды примесного происхождения и оксидные включения, до нанокристаллических размеров или частично растворить их в (А1) и (Си). Одновременно с этим достигается равномерное распределение в матрице дисперсных, предварительно привнесенных и (или) синтезированных в процессе MJI УЭ. Последующая регламентированная консолидация и (или) пластическая деформация полученных порошковых гранул позволяет получить полуфабрикаты с высокими свойствами, в частности высокой жаропрочностью при 400-600 °С. Предложены схемы формирования КМ, позволяющие экономично вернуть в производство низкосортное, часто плохо поддающееся переработке сырье и обратить его недостатки - загрязненность примесями и оксидными образованиями в преимущества.

1. Lewandowsky J.SAMPE Quarterly, 20, p.33, N2,1989.

2. Липчин E.H. Структура и свойства цветных сплавов, затвердевших под давлением. М., Металлургия, 1994.

3. Аксенов А. А. Металлические композиционные материалы, получаемые жидкофазными методами. Известия ВУЗов Цветная металлургия, № 2,1996, с. 34-46.

4. Girot F.A., Quenisset J.M. and Naslain R. Composites Science Technology, 30, p. 155, 1987.

5. Kimura Y., Mishima Y., Umekawa S. and Suzuki T. J. Materials Science, 19, p.3107, 1984.

6. Жуховицкий A.A., Шварцман Л.А. Физическая химия. М.: Металлургия, 1987.

7. Глазов В.М. Основы физической химии. М.: Высшая школа, 1981.

8. Mortensen A. and Cornie J.A. Metall. Trans., 1987,18A, 1160-1163.

9. Adamson A.W. "Physical chemistry of surface", 2 edn,33 8-341; 1982, New York, Wiley-Interscience.

10. Kingery W.D., Ceram. Bull., 1956,35, (3), 108-112.

11. Naidich J.V. Progr. Surf. Membr.Sci., 14, p.353,1981.

12. Laurent V., Chatain D. J. Materials Science, 22, p. 244,1987.

13. Самсонов Г.В., Панасюк А.Д., Козина Г.К. Порошковая металлургия, 11, с.42б, 1968.

14. Warren R. and Andersen С.Н. Composites, 15, N1, р.101,1984.

15. Kimura Y„ Mishima Y., Umekawa S., Suzuki T. Ibid., 19, p. 3107,1984.

16. Hausner J.H. J. Materials Science, 5, p. 549,1986.

17. Laurent V., Chatain D., Chatillon C. and Eustathopoulos N. Acta Metallurgies, 36, p. 1797,1988.

18. Найдич Ю.В. Контактные явления в металлических расплавах. К., Наукова Думка, 1972.

19. Eustathopoulos N., Chatain D. and Couderier L. Material Science and Engineering, A135, p.83,1991.

20. Eustathopoulos N, and Chatain D. Entropie Energ. Dyn. System Complexes, 153/154, p. 40,1990.

21. Композиционные материалы. Справочник. T.2 (Под ред. Баутмана и Крока). Меткалф Л.Ф. Поверхности раздела в металлических композиционных материалах. М. Мир, 1978.

22. Карпинос Д.М., Тучинский Л.И., Вишняков JI.P. Новые композиционные материалы. К. Наукова Думка, 1985.

23. Oh S. Y., Cornie J. A. and Russel К. С. Metallurgical Transactions, 20 A, p. 527,1989.

24. Oh S. Y., Cornie J. A. and Russel К. C. Metallurgical Transactions, 20 A, p. 533,1989.

25. Maxwell P. В., Martins G. P., Olson D. L. and Edwards G. R. Metallurgical Transactions, 21B,p.475,1990.

26. Oki Т., Choh T. and Hibino A. J. Japan Instute Metals, 49, p. 1131, 1985.

27. Oki T. and Choh T. Material Science and Technolodgy, 3, p. 378, 1987.

28. Хаюров C.C., Аксенов А.А., Золоторевский B.C. Технология легких сплавов, N 12, с. 68,1993.

29. Полькин И.С., Золоторевский B.C., Романова B.C., Аксенов А.А., Пономоренко A.M., Чурмуков Э.А. Технология легких сплавов, N12, с.59,1993.

30. Morrow N.R. Ind. Eng. Chem., 62, p. 35, N6,1970.

31. Anderson W.G. J. Petrol. Technol., 39, Oct., p. 1283,1987.

32. Mortensen A. Metallurgical Transactions, 21 A, p.2287,1990.

33. Mortensen A. and Wong T. Metallurgical Transactions, 21 A, p.2257,1990.

34. Mortensen A., Masur L.J., Cornie J.A. and Flemings M.C. Metallurgical Transactions, 20 A, p. 2535,1989.

35. Mortensen A., Masur L.J., Cornie J.A. and Flemings M.C. Metallurgical Transactions, 20 A, p. 2549,1989.

36. Clyne T.W, Bader M.G., Cappleman G.R. and Hubert P.A. J. Materials Science, 20, p. 85,1985.

37. Nourbakhsh S., Liang F. and Margolin H. Metallurgical Transactions, 20A, p. 1861, 1989.

38. Бескоровайный H.M., Фридман Я.Б. Труды Московского механического института. №5, 1953.

39. Иванов B.C., Коптев И.М., Елкин Ф.М., Бусалов Я.Е., Беляев В.И., Касперович В.Б. Алюминиевые и магниевые сплавы, армированные волокнами. 1974,199 с.

40. Карпинос Д.М., Максимович Г.Г., Кадиров В.Х., Лутуй Е.М., Прочность композиционных материалов. Киев, наукова думка, 1978,236 с.

41. Колпашников А.И., Белоусов А.С., Мануйлов В.Ф. Высокопрочная нержавеющая проволока. М., Металлургия, 1971.

42. Портной К.И., Салибеков С.Е., Светлов И.Л., Чубаров В.М., Структура и свойства композиционных материалов. М., Металлургия, 1979,255 с.

43. Бакаринова В.И., Устинов Л.М., МИТОМ, 1974, N9, с. 52-56.

44. Шоршоров М.Х., Устинов JI.M., Гамнов В.И. Физика и химия обработки металлов, 1974, N2, с. 112-116.

45. Дриц М.Е., Каданер Е.С., Копьев М.М. и др. Известия АН СССР Металлы, 1975, N5,173 178.

46. Аксенов А.А., Бендовский Е.Б., Золоторевский B.C., Хаюров С.С. Известия ВУЗов Цветная металлургия, № 4,1991, с. 104-107.

47. Мондольфо Л.Ф. Структура исвойства алюминиевых сплавов. М.: Металлургия. 1970. 640 с.

48. И.Ф. Колобнев, В.В. Крымов, А.В. Мельников Справочник литейщика. Цветное литье из легких сплавов. Москва, Машиностроение, 1974,416 с.

49. Аксенов А.А., Бендовский Е.Б., Золоторевский B.C., и др. Патент РФ "Способ получения изделий из волокнистого композиционного материала" № 1817913 от 27.06.91.

50. Аксенов А.А., Бендовский Е.Б., Золоторевский B.C., Хаюров С.С. Известия ВУЗов Цветная металлургия, № 4,1991, с. 104-107.

51. Аксенов А.А., Егорушкина З.Ф., Будницкий Г.А., Чурмуков Э.А. Структура композиционных материалов на основе алюминия и бескерновых волокон карбида кремния Химические волокна, 1999, №6, с. 42-46.

52. Dispersion of powders in liquids (ed. by G.D.Parfitt), 2-nd edition, London, Applied Science Publisher Ltd, 1973.

53. Ilegbusi O.J. and Coll J. Interface Sci., 125, p. 567,1988.

54. Kacar A.S., Rana F. and Stefanescu D.M. J. Materials Science, A135, p. 95,1991.

55. Hosking F.M., Folgar Portillo F., Wunderlin R. and Mehrabian R. J. Materials Science, 17, p.477,1982.

56. Girot F.A., Albingre L., Quenisset J.M. and Naslain R. J. Metals, 39, N11, p. 18,1987.

57. Flemings M.C. Metallurgical Transactions, 22A, p. 957,1991.

58. Романков П.Г., Курочкина М.И. Гидромеханические процессы химической технологии. Л., Химия, 1974.

59. Surappa М.К. and Rohatgi Р,К. Metall. Trans., 1981,12В, 327.

60. Deonath and Rohatgi P,K. J. Mater. Sci., 1980,15,2777-2784.

61. Lloyd D.J. Composites Science Technology, 35, p. 159,1989.

62. Klier E.M., Mortensen A., Cornie J.A. and Flemings M.C. J. Materials Science, 26, p.2519,1991.

63. Нарита К. Кристаллическая структура металлических включений в стали. М. Металлургия, 190 с. (1969).

64. N.A. Belov, А.А. Aksenov, D.G. Eskin. Iron in Aluminium Alloys. Impurity and Alloying Element. Taylor&Francis Books, London and New York, 2002, pp. 342.

65. Nikolay A. Belov, Dmitry G. Eskin, Andrey A. Aksenov. Multicomponent phase diagrams: applications for commercial aluminum alloys. Elsevier. 2005. pp. 413.

66. Гопиенко В.Г., Смагоринский M.E. Спеченные материалы из алюминиевых порошков. М.: Металлургия. 1993.

67. Н.А. Торопов, В.П. Барзаковский, В.В. Лапин, Н.Н. Курцева. Диаграммы состояния силикатных систем. Справочник. Д.: Наука. 1969. с. 822.

68. Захаров. Диаграммы состояния двойных и тройных систем. М.: Металлургия, 1990, 240с.

69. Диаграммы состояния двойных систем. Под ред. Н.П. Лякишева. М.: Металлургия. 1970.

70. Доболеж С.А. Карбид кремния. Гос. изд. техн. лит. УССР. Киев. 1963.

71. Элиот Р.П. Структура двойных сплавов. М.: Металлургия. 1970.

72. Котельников З.Б., Башлыков С.Н., Галиакбаров З.Г. Особо тугоплавкие элементы и соединения. Справочник. М.: Металлургия. 1968.

73. Свойства элементов. Справочник, Под ред. Дрица M.E. М.: Металлургия. 1997.

74. Хансен А., Андерко К. Структура двойных сплавов. М.: Металлургиздат. 1962.

75. Oden L. and McCune R. Metallurgical transaction A, Vol. 18A.

76. Шанк Ф. Структура двойных сплавов. М.: Металлургия .1973.

77. Viala J., Fortier P., Boux J. Mater. Sci. 1990,25,1842.

78. Schuster J. J. Phase Equilibria. 1991,12, N5,546.

79. Аксенов A.A., Чурмуков Э.А., Золоторевский B.C. Известия ВУЗов Цветная металлургия, № 5,1996, с. 35-41.

80. Аксенов А.А., Чурмуков Э.А., Золоторевский B.C., Инденбаум Г.В. Известия РАН. Металлы, N1,1995.

81. Аксенов А.А., Чурмуков Э.А., Романова B.C., Известия ВУЗов Цветная металлургия, № 4-6,1994, с. 145-150.

82. Аксенов А.А., Золоторевский B.C. Тезисы доклада на Российской научно -технической конференции "Новые материалы и технологии", Москва, 1995.

83. Захаров A.M. Диаграммы состояния двойных и тройных систем. М.: Металлургия . 1990.

84. Белов Н.А. Металлы. 1995. №1. с. 44.

85. Белов Н.А. Организация эксперимента. М.: МИСиС. 1998.

86. Аксенов А.А., Золоторевский B.C., Медведева С.В., Романова B.C. Тезисы доклада на международной научно-практической конференции «Прогрессивные литейные технологии», Москва, 24-26 октября 2000.

87. Аксенов А.А., Белов Н.А., Медведева С.В. Изв. ВУЗов Цветная металлургия, № 1, 2001, стр. 18-25.

88. Aksenov Andrey A., Belov Nikolay A., Medvedeva Svetlana V. Z. Metallkunde V. 92, 2001, №9, pp. 1103-1110.

89. A.A. Aksenov, N.A. Belov, S.V. Medvedeva. Proc. of Int. Conf. ICCA8, Held in Cambridge, UK, July 1-5,2002,239-244.

90. Белов H.A., Матвеева И.А. Изв. ВУЗов Цветная металлургия. №1.2001. 34.

91. Термодинамические свойства индивидуальных веществ. Справочник. М.: Наука. 1979.

92. Aksenov А.А., Belov N.A., Medvedeva S.V. Russian Journal of Non-Ferrous Metals. Vol. 42, No. l,pp. 15-23,2001.

93. Аксенов А.А., Чурмуков Э.А. Изв. ВУЗов Цветная металлургия, №5, 1998, с. 49-52.

94. Медведева С.В., Аксенов А.А., Егорушкина З.Ф. Изв. ВУЗов Цветная металлургия, №3,2000, с. 69-73.

95. Fukunaga Н. and Goda К. J. Japan Institut of Metals, 49, p. 78 1985.

96. Селезнев М.Л. Автореферат на соискание ученой степени кандидата технических наук.

97. Силумины. Атлас микроструктур и фрактограмм (сплавочник). Пригунова А.Г., Белов Н.А., Таран Ю.Н., Золоторевский B.C. и др./ Под ред. Ю.Н. Тарана и B.C. Золоторевского. М.: МИСиС, 1996,176 с.

98. Аксенов А.А., Егорушкина З.Ф., Будницкий Г.А. Структура композиционных материалов "алюминий бескерновые волокна карбида кремния" Перспективные материалы, 1999, №5, с. 61-67.

99. А.А. Аксенов, З.Ф. Егорушкина, С.В. Медведева. Структура бескерновых длинномерных волокон карбида кремния и композиционных материалов алюминий SiC Химические волокна, 2001, № 3, стр. 3-9.

100. J.S. Benjamin, Т.Е. Volin. The mechanism of mechanical alloying // Metall. Trans., 5 (1974), p. 1929-1934.

101. C. Suryanarayana. Mechanical alloying and milling // Progress in Materials Science, 46 (2001), p. 1-184.

102. Benjamin J.S. Dispersion strengthened superalloy by mechanical alloying // Metall. Trans. A., 1 (1970), N 10, p. 2943-2951.

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

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

105. H.J. Fecht, Е. Hellstern, Z.Fu, W.L. Johnson. Nanocrystalline metals prepared by high-energy ball milling // Metall. Trans. A, 21A (1990), p. 2333-2337.

106. D.K. Mukhopadhyay, C. Surynarayana, F.H. Froes. Structural evolution in mechanically alloyed Al-Fe Powders // Metall. Trans. A, 26A (1995), p. 1939-1946.

107. A.Y. Badmos, H.K.D.H. Bhadeshia. The evolution of solutions: A thermodynamic analysis of mechanical alloying // Metall. Trans. A, 28A (1997), p. 2189-2194.

108. G.J. Fan, M.X. Quan, Z.Q. Hu. Supersatureted Al(Ti) solid solutions witn partial Lh ordering prepared by mechanical alloying// Scripta mater., 33 (1995), p.377-381.

109. G.H. Kim, H.S. Kim, Dong-Wha Kum. Determination of titanium solubility in alpha-aluminium during high energy milling // Scripta mater., 34 (1996), p.421^428.

110. R. Sankar, Paramanand Singh, Synthesis of 7075 Al / SiC particulate composite powders by mechanical alloying // Materials Letters, 36 (1998), p. 201-205.

111. Kim D.G., Kaneko J., Sugamata I. Preferential Oxidation of Mg in Mechanically Alloyed Al Mg - О Based Systems // Material Transaction, JIM, 36(1995), p. 305-311.

112. W. Schlump, J. Willbrand, H. Grewe. Eigenschaften nanokristalliner Verbundwerkstoffe, hergestellt durch Hochenergie-Mahlen // Metallwissenschaft und Technik, 48 (1994), 1, s. 34-39.

113. Золоторевский B.C. Структура и прочность литых алюминиевых сплавов. М.: Металлургия, 1981.192 с.

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

115. Колачев Б.А., Елагин В.И., Ливанов В.А., Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. М.: МИСиС, 1999.

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

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

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

119. Suryanarayana. Mechanical alloying and milling // Progress in Materials Science, 46 (2001), p. 1-184.

120. G. Jangg, M. Slesar, M. Besterci, J. Zbiral. EinfluG der vervendeten Kohlenstoff-Sorten bei der Herstellung von dispersionsgeharteten Al-AUCs-Werkstoffen auf deren Eigenschaften // Mat.-wiss., u. Werkstofftech, 20 (1989), s.226-231.

121. J.M. Wu. Nano-sized amorphous alumina particles obtained by ball milling ZnO and Al powder mixture // Materials Letters, 48 (2001), p. 324-330.

122. Грибков A.H., Аксенов A.A., Жежер M.B., Золоторевский B.C. Структура и свойства дисперсно-упрочненного композиционного материала Al-3%Cu-l%Mg-20%SiC, получаемого методом механического легирования. Технология легких сплавов. № 12, 1993, с.53-59.

123. A.A. Аксенов, A.H. Солонин, B.K. Портной Особенности формирования структуры и свойства алюминиевых сплавов, механически легированных оксидом алюминия. Известия ВУЗов. Цветная металлургия. 2001. №3. стр. 54-61.

124. V. Popov, A. Timofeev, A. Aksenov Investigation of MMC Structure by High-Resolution Electron Microscopy European Congress on Advanced Materials and Processes "Materials Week 2002" 30 Sept 2 Oct. 2002, Munich, Germany.

125. Белов H.A. Организация эксперимента. Часть II. Лабораторный практикум. М.: МИСиС, 1998.

126. Солонин А.Н. Исследование и разработка композиционных материалов на основе алюминиевых сплавов, полученных методом механического легирования: Дис. . канд. техн. наук. М., 2004.

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

128. Абузин Ю.А. Материаловедческие и технологические особенности разработки изотропных композиционных материалов с алюминиевой матрицей. Автореферат диссертации на соискание степени канд. техн. наук. Москва 2002.

129. Большие пластические и фрагментация.

130. Скаков Ю.А. Высокоэнергетическая холодная пластическая деформация, диффузия и механохимический синтез // Металловедение и термическая обработка металлов 2004. -№4.-С. 3-11.

131. Новиков И.И. Теория термической обработки металов. М.: Металлургия, 1986.

132. L. Lu, М.О. Lai. Mechanical alloying // Boston, MA: Kluwer Academic Publishers (1998).

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

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

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

136. A.J. Aller Fernandez. Manufacture and properties of PM aluminium alloys (I) // Aluminium, 60 (1984), 5, p. 357-361.

137. Suresh S. Scripta Met. 1989, v. 23, p. 1599-1602.

138. Dutta I., Bourell D.L. Met. Sci.Eng., 1989, Al 12, p. 67-77.

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

140. D. Kudashov. Oxiddispersionsgehartete Kupferlegierungen mit nanoskaligem Gefuge: Dis. Dr.-Ing. Freiberg, 2002.

141. Осинцев O.E., Федоров B.H. Медь и медные сплавы. Отечественные и зарубежные марки: Справочник. М.: Машиностроение, 2004.

142. Сайфуллин P.C. Неорганические композиционные материалы. M.: Химия, 1983.

143. L.Lu, M.O.Lai. Mechanical Alloying / Boston: Kluwer Academic Publishers, 1998.

144. Das Goutam, Istomin V.V., Aksenov A.A. Computerized interpretation of electron diffraction patterns. Scripta Metallurgica et. Materialia 1992, Vol. 26, pp.1441-1445.

145. Аксенов А.А., Филипов A.T., Золоторевский B.C. Формирование структуры дисперсноупрочненных композиционных материалов "алюминий карбид кремния" Изв. ВУЗов Цветная металлургия, №3,1999, с. 39-45.

146. Кипарисов С.С. Использование вторичных металлов в качестве сырья для получения порошков и порошковых изделий // Порошковая металлургия. 1985. - № 10.

147. Аксенов А.А., Солонин A.H., Истомин-Кастровский B.B. Структура и свойства композиционных материалов на основе алюминия, получаемых методом механического легирования в воздушной атмосфере. Известия ВУЗов. Цветная металлургия. 2004. №4. стр. 58-66.

148. Аксенов А.А., Просвиряков А.С. Технологический процесс изготовления дугостойких контактов из композиционного материала на основе меди. №58-013-2004 от 13 апреля 2004 г.

149. Аксенов А.А., Солонин А.Н., Самошина М.Е. Технологический процесс изготовления композиционных материалов из вторичного алюминиевого сырья методом механического легирования в окислительной атмосфере. №61-013-2004 от 13 апреля 2004.

150. 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.

151. Просвиряков А.С. Исследование и разработка композиционных материалов на основе систем Cu-SiC и Cu-Cr, получаемых методом механического легирования. Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук. Москва, МИСиС, 2005.

152. Аксенов А.А., Просвиряков А.С. Технологический процесс изготовления композиционного материала на основе меди, упрочненного керамическими частицами. №59-013-2004 от 13 апреля 2004 г.

153. Аксенов А.А., Гершман И.С., Кудашов Д.В., Портной В.К. «Способ изготовления композиционного материала на основе меди и композиционный материал, изготовленный этим способом». Патент РФ №2202642 от 26.09.01. МКП: С22С1/05; B22F9/04.

154. Бутягин П.Ю. Разупрочнение структуры и механические реакции в твердых телах // Успехи химии. -1984. Т. 53. - № 11. - С. 1769 - 1788.

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

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

157. Е.Н. Sondheimer. The Mean Free Path of Electrons in Metals // Advance of Physics, 1952, vol. l,No. 1, pp.1-43.

158. Pearson W.B. The Handbook of lattice spacings and structures of metals and alloys. -NY.: Pergamon Press, 1967.

159. Физическое металловедение: В 3-х т. / Под ред. Кана Р.У. Т.1: Атомное строение металлов и сплавов: Пер. с англ. М.: Мир, 1967.

160. Дж. Займан. Электроны и фононы. Теория явлений переноса в твердых телах: Пер. с англ.-М.: ИЛ, 1962.

161. Николаев А.К. Новиков А.И., Розенберг В.М. Хромовые бронзы. М.: Металлургия, 1983.

162. Аксенов А.А., Просвиряков А.С. Структура и свойства композиционных материалов на основе системы Cu-Cr, получаемых методом механического легирования. Известия ВУЗов. Цветная металлургия. 2004. №6. стр. 39-46.