Развитие методов армирования и модифицирования структуры алюмоматричных композиционных материалов

Калашников, Игорь Евгеньевич

Порошковая металлургия и композиционные материалы

автореферат диссертации по металлургии, 05.16.06, диссертация на тему:Развитие методов армирования и модифицирования структуры алюмоматричных композиционных материалов

доктора технических наук: Калашников, Игорь Евгеньевич
город: Москва
год: 2011
специальность ВАК РФ: 05.16.06

Диссертация по металлургии на тему «Развитие методов армирования и модифицирования структуры алюмоматричных композиционных материалов»

Автореферат диссертации по теме "Развитие методов армирования и модифицирования структуры алюмоматричных композиционных материалов"

11-4 1803

На правах рукописи

Калашников Игорь Евгеньевич

РАЗВИТИЕ МЕТОДОВ АРМИРОВАНИЯ И МОДИФИЦИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ АЛЮМОМАТРИЧНЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ

МАТЕРИАЛОВ

Специальность 05.16.06 -Порошковая металлургия и композиционные материалы

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва - 201 I

Работа выполнена в Учреждении Российской академии наук Институте металлургии и материаловедения им. A.A. Байкова РАН

Научный консультант:

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор, член-корреспондент РАН

доктор технических наук, профессор

доктор технических наук, профессор Чернышова Татьяна Александровна

Алымов Михаил Иванович

Шиганов Игорь Николаевич Кузнецов Евгений Владимирович

Ведущая организация: ОАО «Композит» г. Королев, Московская область

Защита состоится 7 декабря 20 П года в 14-00 часов на заседании диссертационного совета Д 002.060.02 при Учреждении Российской академии наук Институте металлургии и материаловедения им. A.A. Байкова РАН по адресу: 1 ] 9991, Москва, Ленинский проспект, д. 49, ГСП-].

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Учреждения Российской академии наук Институте металлургии и материаловедения им. A.A. Байкова РАН

Автореферат разослан « »_2011 года

Ученый секретарь диссертационного совета /7//У/' //л/

доктор технических наук, профессор ' А.Е. Шелест

1 "К. 3

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Развитие современной техники требует качественного улучшения технических характеристик машин и механизмов, которое может быть обеспечено только при условии создания и комплексного использования принципиально новых конструкционных материалов. Условия эксплуатации выдвигают крайне жесткие требования к новым материалам, главными из которых являются обеспечение максимальной прочности и жесткости конструкций при минимальных весовых характеристиках, максимальной ударной вязкости в широком диапазоне температур, высоких износостойкости и несущей способности, необходимых трибологических свойств, высокой усталостной прочности, надежности и длительного ресурса при воздействии значительных нагрузок и термоциклирования. Важное значение на современном этапе приобретает повышение конкурентных преимуществ изделий при внедрении новых материалов за счет замены традиционных материалов на основе дорогостоящих цветных металлов (Си, Sn и др.). Этим требованиям удовлетворяют металломатричные дисперсно наполненные композиционные материалы (КМ), целенаправленное регулирование состава и совершенствование методов изготовления которых позволяет выйти на принципиально новый уровень эксплуатационных свойств и низкой себестоимости.

Разработка новых функциональных и конструкционных металлических материалов, армированных высокопрочными дисперсными наполнителями, занимает значительное место в работах отечественных и зарубежных исследователей. В работах М.Х. Шоршорова, И.Н. Фридляндера, С.Е. Салибекова, И.В. Горынина, A.B. Логунова, Т.А. Чернышовой, Б.И. Семенова и др. (Россия), A.R. Kennedy, М.М. Makhlouf. A.A. Baker. S. Das, B.K. Prasad. M.K. Surappa, M.C. Breslin, A.T. Alpas, P.K. Rohatgi. Y. Wang и др. (США. Англия, Германия, Япония, Китай, Индия), сообщается о разработке и опробовании новых композиционных материалов систем AI-B, Al-C. Al-SiC, AI-AI2O3, AI-B4C, Mg-B4C, Mg-B, Mg-C, Mg-SiC в различных изделиях современной техники. Замена монолитных традиционных материалов на КМ позволяет повысить надежность и весовую эффективность конструкций. КМ на базе легких сплавов, армированных частицами, благодаря их высоким антифрикционным характеристикам в сочетании с высокими износостойкостью, несущей способностью, демпфирующими свойствами, малым удельным весом, высокими температурами эксплуатации (до 0,8-0,9 от температуры плавления матриц), являются весьма перспективными материалами для пар трения судовых конструкций, вертолетов, нефтедобывающего оборудования, прокатных станов, текстильных станков.

При высокой объемной доле армирующих частиц КМ систем Al-SiC, А1-А120з, Al-TiC, AI-B4C, Mg-B4C, Mg-SiC обнаруживают высокую контактную прочность, благодаря которой из них могут быть изготовлены опорные элементы грузовых рольгангов, подложки зеркал систем наведения, детали гидроаппаратов.

Однако, несмотря на высокие физико-механические показатели КМ. создающие им вполне самостоятельную нишу, в рамках которой они имеют существенные преимущества среди известных конструкционных материалов, их применение до сих пор не вышло из стадии полупромышленного опробования. Это связано в первую очередь с недостаточной проработкой технологии изготовления КМ. а также сложностью контроля уровня взаимодействия компонентов, определяющего стабильность физико-механических характеристик КМ, и высокой стоимостью большинства армирующих наполнителей. Новые КМ требуют также новых конструкторских решений, позволяющих в полной мере реализовать их преимущества перед традиционными материалами.

Существует значительный резерв в дальнейшем совершенствовании свойств дисперсно наполненных КМ за счет развития нанотехнологий и реализации принципов трансформационного упрочнения, особенно эффективных для гетерофазных систем, к которым относятся КМ: разработке методов введения в металлическую матрицу армирующих компонентов различной природы, объемного содержания и размера, в том числе механоактивированных. модифицирующих нанофаз; создания гибридных КМ за счет полиармирования, функционального армирования; регулирования состава матричных сплавов; применения сверхбыстрой закалки с целью получения аморфного состояния и формирования субмикрокристаллических структур при последующих термообработках; применения методов термомеханической обработки.

Эти подходы актуальны и при разработке КМ для узлов трения машин и механизмов, поскольку позволяют сформировать на рабочих поверхностях трибосопряжений переходные слои, обеспечивающие режим безызносного трения, увеличить контактную прочность, минимизировать габаритные размеры и удельные массовые характеристики узлов трения.

Дополнительное трансформационное упрочнение литых КМ может быть достигнуто при сочетании методов ех-в^н и т-э^и, т.е. при полиармировании высокопрочными наполнителями микронного размера и наноразмерными добавками.

Таким образом, совершенствование методов синтеза дисперсно наполненных композиционных материалов с целью достижения заданных эксплуатационных свойств, представляет собой актуальную задачу.

Цель исследования Разработка эффективных технологий жидкофазного совмещения компонентов металломатричных дисперсно наполненных композиционных материалов. Создание новых дисперсно наполненных композиционных материалов на базе сплавов алюминия с повышенными триботехническими характеристиками за счет выбора составов и совершенствования методов изготовления КМ, обеспечивающих упрочнение за счет новых термодинамически стабильных армирующих фаз, сохранения в матрице вводимых извне тугоплавких армирующих наполнителей, в том числе наноразмерных, модифицирования матрицы наноразмерными тугоплавкими добавками.

Для достижения указанной цели поставлены следующие основные задачи:

1 .Разработать научно-технологические основы процессов получения литых композиционных дисперсно-наполненных материалов с матрицами из легких сплавов и полуфабрикатов из них, в том числе высокоармированных.

2. Оценить теоретически и подтвердить экспериментально роль наноразмерных тугоплавких фаз в качестве нуклеантов при кристаллизации алюминиевых матричных сплавов.

3. Разработать методы введения в КМ модифицирующих добавок. Оценить эффективность применения в алюмоматричных КМ наноразмерных модификаторов в виде частиц керамики, алмаза, а также шунгитовых пород в качестве доступного и дешевого минерального сырья для изготовления дискретно армированных КМ.

4. Изучить особенности трибологического поведения гетерофазных материалов различных составов. Провести оценку целесообразности введения наноразмерных модификаторов в алюмоматричные КМ, работающих в составе трибопар.

5. Создать новые рецептуры антифрикционных композиционных материалов (состав матриц, вид, объемное содержание и фракционный состав наполнителей).

6. Разработать методы полиармирования, позволяющие регулировать контактное взаимодействие в подвижных сопряжениях механизмов и машин, увеличить нагрузочную способность и снизить коэффициент трения.

Научная новизна. Новизна работы состоит в реализации принципиально новых методов синтеза КМ, сочетающих методы армирования ех-в^и и т-Бйи, расширяющих возможности целенаправленного регулирования свойств КМ за счет: создания гибридных (полиармированных) структур, изменения уровня дисперсности и распределения компонентов КМ, уровня межфазных связей.

Показано, что тугоплавкие нанофазы, закрепленью на носителе при механоактивации, и введеные ех-вии в расплав, выполняют роль нуклеантов при кристаллизации. Впервые, в качестве наноразмерных модификаторов литых алюмоматричных КМ опробованы шунгиты с фуллереноподобной структурой.

Показано, что одним из способов введения, плохо смачивающихся армирующих наполнителей (например, нитевидных кристаллов карбида кремния), может быть изготовление композиционных лигатур в виде композиционных порошков. Разработанный и реализованный метод диспергирования композиционного электрода, оплавляемого электронным лучом, позволяет получать композиционные порошки на основе не только легкоплавких сплавов, но и на основе тугоплавких и химически активных металлов.

На основе оценки морфологических изменений покрытий из Сг и Fe на нитевидных кристаллах карбида кремния при различных режимах термообработки определена энергия активации адгезии этих металлов к подложке из НК SiC. Ее значения равны 175 кДж/моль и 198 кДж/моль для Сг и Fe соответственно. Показано, что покрытия из Сг и Fe на плохо смачивающихся НК SiC могут выполнять функции технологических при производстве композиционных порошков диспергированием композиционного электрода.

Посредством технологических экспериментов изучено влияние легирования на контактное взаимодействие алюминиевых расплавов с карбидом кремния и величину адгезии между компонентами. Рассчитанные значения энергин активации адгезии составили 322, 342 и 358 кДж/моль для сплавов Al-Bi. Al-Mg и Al, соответственно.

Показано, что КМ с высокой долей дискретного наполнителя могут быть получены при жидкофазном совмещении компонентов за счет использования капиллярного эффекта при прессовании в присутствии жидкой фазы.

Определено влияние модифицирующих наноразмерных добавок на процессы кристаллизации и трансформационного упрочнения КМ. Показано, что по модифицирующему влиянию на структуру КМ (размер зерен а-Al, размер и количество интерметаллидных фаз. дисперсность эвтектик) наноразмерные тугоплавкие добавки располагаются в порядке возрастания в следующий ряд: синтетические алмазы, SiC, АЬО;„ W, W-C, TiCN, что согласуется с возрастающей долей металлической связи в наполнителях.

На основе исследований структуры поверхностных слоев после испытаний КМ на трение и износ, состава, формы дебриса, профиля изнашивания определены закономерности трибологического поведения КМ новых составов при различных видах и параметрах нагружения (сухое трение скольжения в широком диапазоне скоростей и нагрузок). Показано, что формирование на поверхности трения промежуточного слоя а виде механической наноструктурированной смеси из материала КМ, контртела и их окислов обеспечивает расширение диапазона стабильных режимов трения, снижение коэффициентов трения и увеличение износостойкости.

Практическая значимость: Получены и исследованы КМ на основе алюминия с титаном и никелем в качестве легирующих элементов и наноразмерными нуклеантами: частицами синтетического алмаза (С), частицами карбида кремния (SiC), порошками оксида алюминия (АЬ03), вольфрама (W). порошками карбонитрида титана (TiCN) и вольфрам-углеродной композиции (W-C), порошками наноструктурированной

шунгитовой породы, содержащей углерод в форме гиперфуллереновых структур.

Предложены антифрикционные композиции новых составов на базе промышленных сплавов АК12, АК12М2МгН, полиармированные дискретными частицами ТЮ и интерметаллидными фазами, модифицированные

наноразмерными добавками, с более высокими триботехническими показателями по сравнению с традиционными антифрикционными сплавами типа АОМ 20-1, Бр05Ц5С5: увеличена задиростойкость, снижена интенсивность изнашивания, повышены нагрузочная способность и стабильность процесса трения, расширен диапазон трибонагружения. При этом стоимость КМ антифрикционного назначения ниже стоимости традиционных материалов на основе дорогостоящих цветных металлов (Си, 8п и др.) по причине дешевизны дискретных микроразмерных наполнителей и малого процентного содержания модифицирующих наноразмерных добавок. Выигрыш в весовых характеристиках по сравнению с баббитами составляет не менее 2,5 раз. Технология получения новых КМ легко адаптируется к условиям серийного литейного производства, материалы допускают обработку давлением и механическую обработку, наплавку и сварку.

Выбраны технологические варианты изготовления литых дисперсно наполненных КМ на базе алюминиевых сплавов, способы введения в матричные сплавы наноразмерных модификаторов структуры, в том числе из шунгитовых пород, режимы совмещения компонентов КМ при полиармировании.

Разработаны и запатентованы: (1) способ получения полуфабрикатов КМ в виде композиционных порошков на основе алюминиевых и титановых матриц электроннолучевым центробежным распылением; (2) способ получения высокоармированных КМ; (3) способ рафинирования алюминиевых сплавов; (4) литой КМ на основе алюминиевого сплава, упрочненный интерметаллидными фазами и высокопрочными керамическими микронными и наноразмерными частицами и способ его получения.

высокоармированного дисперсно упрочненного композиционного материала А^С»; Договора №14/10 от 31 октября 2007 года между ИМЕТ РАН и ОАО "НИИ Стали" «Изготовление опытной партии образцов алюмоматричных композиционных материалов, модифицированных наноразмерными фазами»; Программы «Разработка и внедрение алюмоматричных композиционных материалов в узлах трения-скольжения техники лесохозяйственного назначения» между ИМЕТ РАН и «Центральным опытно-конструкторским бюро лесохозяйственного машиностроения» (ОАО «ЦОКБлесхозмаш»). 20092010 г.г.; Программы «Разработка и апробация новых алюмоматричных композиционных материалов в узлах трения нефтедобывающего оборудования» между ИМЕТ РАН и "ПК. Борец" "Центр разработки нефтедобывающего оборудования" (ЦРНО), 2008-2011 г.г.

Работа выполнена в рамках Программы фундаментальных научных исследований Государственных Академий наук на 2002-2012г.г. (Распоряжение Правительства РФ от 27.02.2008г. № 233-р); Программы фундаментальных исследований Президиума РАН №18 "Разработка методов получения химических веществ и создание новых материалов"; Программы фундаментальных исследований ОХНМ РАН № 02 "Разработка трансформационно упрочненных композиционных материалов на базе легких сплавов с наполнителями нового поколения"; ФЦП Министерства науки и образования РФ "Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития науки и техники" (НИОКР, тема №62), 2002-2004г.г.: а также по Проектам РФФИ № 05-03-32217-а "Исследование и разработка дисперсно упрочненных металломатричных композиционных материалов триботехнического назначения", 2005-2007г.г.; РФФИ 08-03-12024-офи "Разработка принципиально новых алюмоматричных композиционных материалов с наноразмерными наполнителями", 2008-2009 г.г.; РФФИ № 10-0890017 Бела. "Наноструктурирование алюмоматричных композиционных материалов, изготавливаемых реакционным литьем: теория и технология", 2010-2011г.г.; Научной школы НШ 2991.2008.3: "Физико-химия и технология взаимодействия термической плазмы с веществом с целью создания материалов с особыми свойствами" (2008-2009 г.г.), раздел: "Разработка теоретических основ объемного наноструктурирования металлических матричных сплавов и композиционных материалов, в том числе с использованием ех-вки наноструктурированных модификаторов. произведенных методом плазмохимического синтеза".

Достоверность результатов и выводов диссертации обеспечена использованием современных методов исследования. Интерпретация результатов исследований базируется на современных представлениях о межфазном взаимодействии, структуре и свойствах гетерофазных материалов, механизмах трения и изнашивания. Теоретические положения согласуются с экспериментальными данными, в том числе с результатами исследований других авторов, и подтверждены успешной реализацией разработанных методик и технологий в производстве деталей из КМ.

Вклад соискателя. Личное участие автора выразилось в постановке задач исследований, проведении экспериментов, получении основных научных результатов: разработке методов синтеза КМ при использовании различных наполнителей, композиционных лигатур и наноразмерных модификаторов структуры; анализе механизмов изнашивания и выборе составов КМ в соответствии с условиями трибонагружения; разработке научно обоснованных рекомендаций к использованию КМ в реальных узлах трения.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 61 печатная работа, в том числе 18 статей в журналах, рекомендованных ВАК РФ, получено 1 авторское свидетельство СССР и 3 патента РФ.

Апробация работы. Основные результаты работы доложены на 28 конференциях, симпозиумах и совещаниях, в том числе: ХХ-ой и ХХ1-ОЙ научно-техн. конф. «Физика и механика композиционных материалов» (Гомель, 1991, 1993), УП-ой научно-техн. конф. «Проблемы создания

конструкций из композиционных материалов и их внедрения в специальные отрасли промышленности» (Миасс, 1992), Second Sino-Russia symposium «Actual problems of contemporary materials science» (China, Xi An,

1993), First International Conference «High temperature capillarity» (Bratislava,

1994), Межд. конф. «Нанотехнологии и их влияние на трение, износ и усталость в машинах» (Москва, 2004), Межд. симпозиуме «Образование через науку» (Москва, 2005), Научно-техн. конф, «Аэрокосмические технологии» (Реутов. 2005), Межд. научно-техн. конф. «Актуальные проблемы трибологии» (Самара 2007), Республиканской научно-техн. конф. «Получение нанокомпозитов, их структура и свойства» (Ташкент, 2007), 6-ой Всероссийской школы-конф. «Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении (индустрия наносистем и материалы)» (Воронеж, 2007), Научной сессии МИФИ «Теоретические проблемы физики» (Москва, 2008), 5-ой Московской Межд. конф. «Теория и практика технологий производства изделий из композиционных материалов и новых металлических сплавов» (Москва, 2008), V-ой Межд. конф. «Материалы и покрытия в экстремальных условиях» (Жуковка, 2008), V-ой Межд. конф. «Кинетика и механизм кристаллизации. Кристаллизация для нанотехнологий, техники и механики» (Иваново, 2008), VIl-ой Межд, научно-техн. конф. «Современные металлические материалы и технологии» (Санкт-Петербург, 2009). 6-ой Межд. конф. «Теория и практика технологии производства изделий из композиционных материалов и новых металлических сплавов» (Москва, 2009), X Sino-Russian Symposium «New Materials end Technologies» (China, Jiaxing,

2009), 3-ем Российском научно-техн. совещании «Взаимодействие науки и литейно-металлургического производства» (Самара, 2010), V-ой Межд. науч.-техн. конференции «Современные методы и технологии создания и обработки материалов» (Минск, 2010), Vl-ой Межд. конф. «Материалы и покрытия в экстремальных условиях» (Ялта, 2010), П-ой Межд. научной конф. «Наноструктурные материалы -2010» (Киев, 2010), Межд. научно-техн. конф. «Нанотехнологии функциональных материалов» (Санкт-Петербург, 2010), Vl-ой Межд. научной конф. «Кинетика и механизм кристаллизации. Самоорганизация при фазообразовании» (Иваново, 2010), Х-ой Межд. научной конф. «Химия твердого тела: наноматериалы, нанотехнологии» (Ставрополь,

2010), Х-ой Межд. конф. «Исследование, разработка и применение высоких технологий в промышленности» (Санкт-Петербург, 2010), Межд. конф. «Фуллерены и наноструктуры в конденсированных средах» (Минск, 2011), Межд. научно-техн. конференции «Современные металлические материалы и технологии (СММТ 2011)» (Санкт-Петербург, 2011).

Структура работы. Диссертация состоит из введения, 7 глав, общих выводов и списка литературы включающего 382 наименования. Диссертация изложена на 428 страницах, содержит 166 рисунков и 51 таблицу. Приложение составляет 23 страницы.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Введение. Во введении обоснована актуальность темы диссертации, определены цель и задачи исследования, дана общая характеристика работы.

1. СИНТЕЗ ДИСПЕРСНО АРМИРОВАННЫХ КМ

На основе публикаций отечественных и зарубежных исследователей дан обзор методов получения дисперсно армированных металломатричных композиционных материалов, обозначены основные проблемы, возникающие при изготовлении. В качестве матриц КМ используют сплавы алюминия, магния, титана, железа, кобальта, меди и бериллия. Наиболее широко производят КМ с матрицами из алюминиевых сплавов. В качестве упрочнителей используют нитевидные кристаллы (НК) и частицы керамики А1;0-„ Т1В:, В4С. ТЮ. Б^Ьи или углеродные материалы. Эти частицы, диспергированные в сплавах, увеличивают их модуль упругости, твёрдость, износостойкость и прочность при комнатной и повышенных температурах. Армирование обычно осуществляют по технологиям порошковой металлургии или литья, при этом керамические частицы вводят ех-5ки в твердую или жидкую матрицу, соответственно. В последнее время получил развитие метод изготовления КМ на базе контролируемых химических реакций ¡п-Бки, когда армирующие наполнители формируются непосредственно в процессе совмещения из компонентов матрицы и реакционно активных добавок. Такие КМ характеризуются высокими физико-механическими свойствами вследствие формирования когерентных или частично когерентных границ между матрицей и новыми фазами, зародившимися в реакциях ¡п-Бки.

Однако, несмотря на более чем полувековой период исследований КМ с металлическими матрицами, в том числе микроструктуры, характера процессов на межфазных границах матрицы и упрочнителя и механических свойств, сложность работы с этими системами, состоящими из разнородных материалов, препятствует широкому практическому использованию КМ. Основные трудности состоят в получении оптимального взаимодействия между матрицей и упрочнителем без чрезмерной химической или механической деградации их свойств. Кроме того, необходимо уточнение базовых знаний механизмов упрочнения КМ для теоретического прогнозирования и разработки более совершенных композиционных материалов. На основе анализа существующих современных методов изготовления КМ для реализации упрочнения при синтезе металломатричных КМ в диссертационной работе выбраны жидкофазные способы совмещения компонентов.

2. ПРИНЦИПЫ ВЫБОРА И МЕТОДЫ СИНТЕЗА УПРОЧНЯЮЩИХ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ ФАЗ В

АЛЮМОМАТРИЧНЫХ КМ

Как уже было отмечено, эффективным способом повышения служебных свойств КМ - высокотемпературной прочности, жесткости, несущей способности, износостойкости, а также снижения стоимости и повышения технологичности КМ - может стать осуществление синтеза армирующих компонентов непосредственно в процессах изготовления КМ. Такое упрочнение КМ является результатом химических реакций между матрицей и добавками реакционно-активных металлов, газов или химических соединений, обеспечивающих образование ¡п-эки (по месту) тугоплавких высокопрочных

оксидных, нитридных, карбидных или интерметаллидных армирующих фаз. В этой связи представляется важным обсудить принципы подбора добавок, обеспечивающих формирование упрочняющих фаз.

Естественным является требование, что в выбранной системе должна быть возможность создания тонкой дисперсии второй упрочняющей фазы. Признано, что интерметаллические соединения с А1 наиболее перспективны в качестве фаз-упрочнителей в пластичных, термически стабильных дисперсно-упрочненных А1-сплавах. Хотя для упрочнения А1 может быть использовано большое число интерметаллидов, триалюминидные соединения типа АЬМ (где М является элементом групп переходных или редкоземельных металлов) имеют особенно привлекательные характеристики. К ним относится низкая плотность (А1зМ номинально содержат атомную долю 75% А1), высокая удельная прочность, термическая стабильность, высокая температура плавления, а также высокая стойкость к окислению (в основном из-за высокого содержания А1).

Сходство в кристаллическом строении с матрицей позволяет иметь согласованное взаимодействие между двумя фазами, которое, в свою очередь, повышает эффективность упрочнения дисперсной фазой. Кроме того, малое рассогласование решеток сводит к минимуму удельную поверхностную энергию межфазных границ, обеспечивая стабильность при высоких температурах за счет снижения движущей силы для укрупнения кристаллитов, т. е. избытка свободной энергии, связанного с поверхностью раздела между частицами и матрицей.

Проведен анализ современных публикаций по растворимости и диффузии легирующих элементов в а-М. Показано. что по термодинамическим и кинетическим требованиям для интерметаллидного упрочнения в алюмоматричных КМ наиболее подходят V, Л, Сг, Н(\ Ъх. Эс. Однако следует учитывать и другие критерии, такие как плотность и такой важный показатель, как стоимость перечисленных металлов. По критерию низкой плотности подходят 8с и "П, а по критерию стоимости - только Тг

Таким образом, в качестве упрочняющей фазы в КМ с матрицами на основе алюминия, наряду со специально вводимыми ех-вки частицами твёрдых, тугоплавких материалов (карбидов, нитридов или оксидов) могут быть использованы интерметаллидные фазы, образующиеся в результате реакций ¡п-вки. В этом случае легирующие элементы должны удовлетворять следующим требованиям: быть способными образовывать фазу упрочнения; обладать низкой растворимостью в твердом алюминии: иметь низкий коэффициент диффузии в а-А1; обеспечивать сохранение традиционных методов разливки композиционных сплавов.

Этими качествами обладает Т1. Гранулы Тц введенные в расплав А1, участвуют в образовании интерметаллидов (в основном АЬТО как упрочняющей фазы. Кроме того Т1 был использован в экспериментах в качестве носителя для введения нанометровых модификаторов: наночастиц синтетического алмаза и карбида кремния, нанопорошков АЬОз. V/, -С, Т1СЫ, полученных плазмохимическим синтезом, и наноразмерных продуктов модифицирования природных углеродосодержащих пород (шунгитов).

3. ОСОБЕННОСТИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ В ПРИСУТСТВИИ НАНОРАЗМЕРНЫХ ФАЗ

Формирование микроструктуры в литых КМ в значительной степени определяется первичными процессами зарождения в расплаве твердых фаз, которые в общих чертах описываются классической теорией нуклеации.

На практике кристаллизация почти всегда реализуется гетерогенно, поскольку в реальном расплаве присутствует неконтролируемое количество твердых частиц примесей. В определенных случаях такие центры образования новой фазы вводят преднамеренно.

В классической теории гетерогенной нуклеации процесс зарождения частиц новой фазы происходит на поверхности частиц примесей, которые уменьшают величину энергетического барьера. Когда кристаллит образуется на частице модификатора, то часть межфазной границы кристаллит-жидкость заменяется границей кристаллит-нуклеант, что уменьшает его свободную энергию, и создается возможность для его роста.

Зародыши твердой фазы формируются в виде полусферических частиц на поверхности центров образования новой фазы (нуклеантов). Физическую основу гетерогенного образования зародышей можно представить так. В однородной среде условие превращения кластера в зародыш сводится к тому, чтобы его радиус достиг критической величины, соответствующей данной степени переохлаждения. Переохлаждение для свободного роста Д7' и диаметр частицы нуклеанта с! связаны соотношением:

4а

А Г =■

(1)

АБх.с1 '

где а - удельная межфазная энергия поверхности раздела твёрдое-жидкое; А5,. - энтропия плавления единицы объёма сплава.

Таким образом, добавление модификаторов должно способствовать измельчению алюминиевого композиционного сплава. Два фактора могут обеспечивать успешное измельчение фрагментов литой структуры: введение частиц модификатора (нуклеанта), которые могут выступать в качестве потенциальных центров для зарождения а -А1 зерен, или введение легирующих элементов, обеспечивающих получение частиц модификатора на месте (в реакциях ¡п-з^и). Этот вывод применим к различным системам. В диссертационной работе исследованы сплавы на основе алюминия с титаном в качестве легирующего элемента и наноразмерными нуклеантами: частицами синтетического алмаза (С) крупностью 50 и 150 нм; частицами карбида кремния (81С) размером 17 и 40 нм; порошками оксида алюминия (А1203) и вольфрама (\У) размером 50 нм; порошками карбонитрида титана (Т1С») и вольфрам-углеродной композиции (Ш-С) размером 30 нм; порошками наноструктурированной шунгитовой породы, содержащей углерод в форме гиперфуллереновых структур (полых сферических или эллипсоидных частиц, образованных плавно изогнутыми пакетами углеродных слоев), наноразмерные волокона и частицы БЮ и наноразмерные частицы РеБ^.

Результаты численного моделирования и данные экспериментов большого числа исследователей говорят о том, что применение частиц нуклеанта малых размеров даёт сплав с более мелким зерном. В связи с этим представляется важной задача проверки эффективности применения наноразмерных нуклеантов.

Следует отметить, что обсуждая возможности использования наноразмерных нуклеантов как модификаторов структуры, необходимо иметь в виду возможную размерную зависимость удельной межфазной энергии твёрдое-жидкое. Эта проблема изучалась многими авторами (Чижик С.И.. Гладких Н.Т., Шоршоров М.Х., Алымов М.И.). На языке, применяемом для описания макроскопических явлений, размерная зависимость межфазной энергии означает, что с уменьшением размеров частиц нуклеанта изменяется угол смачивания, т.е. изменяются условия смачивания частиц расплавом. Так. если межфазная энергия с размерами частиц снижается, то частицы веществ, которые в макромасштабе не смачиваются (например, углеродные материалы), при переходе к наноразмерам, возможно, смачиваются. Это требует экспериментальной проверки. Впрочем, как отмечают все авторы, эти явления должны проявляться только при размерах частиц менее 10 нм.

Частицы становятся активными центрами зарождения новой фазы при переохлаждении, определяемом формулой (1). Например, если в А1 сплаве применяется нуклеант с ¡3 = \ мкм, то расчёт по этой формуле даёт значение переохлаждения, при котором кристаллиты с диаметром 1мкм становятся критическими зародышами фазы а -А1, равное &Т = 0.5К . Уже такое малое переохлаждение ведёт к инициированию интенсивной гетерогенной нуклеации. Если же, применяется нуклеант с размерами частиц й = 50 нм, получим для требуемого переохлаждения величину ЛГ = 10 К.. Это значительное переохлаждение и, прежде чем начнётся гетерогенная нуклеация, с большой вероятностью уже будет развиваться гомогенная нуклеация.

Таким образом, при уменьшении размеров частиц применяемого нуклеанта действуют как благоприятные факторы (увеличивается общее число центров зарождения, а размеры зародышей равны размерам частиц нуклеанта). так и неблагоприятные (увеличение требуемого для начала гетерогенной нуклеации переохлаждения). Эти противоположно действующие тенденции приводят к наличию минимума на кривой зависимости размера зёрен сплава от размеров частиц нуклеанта. Разумеется, этот минимум для каждого вида нуклеантов (с учетом размерной зависимости межфазной энергии) будет соответствовать разным значениям размеров их частиц. Дополнительные осложнения для анализа этих процессов связаны с тем, что определённый уровень переохлаждения на фронте кристаллизации задаётся скоростью охлаждения в данных условиях литья. Можно надеяться, что приведенные теоретические положения применимы не только к простым алюминиевым сплавам, но и к гетерогенным материалам. Однако, целесообразность применения нуклеантов в таких сложных системах и определение их эффективности с учетом природы, формы и размеров, требуют проверки и экспериментального подтверждения.

4. ИСХОДНЫМ МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ КМ

С целью mi отовдеиия КМ применяли стандартные м модельные алюминиевые сплавы. армирующие наполнители в виде частиц п нитевидных кристаллов IHK), частицы карбидов и оксидов микронного размера, наноразмерные модификаторы и реакционно-активные добавки.

В качестве матричных сплавов для изготовления КМ применяли чистый алюминий А')') (ГОСТ 1 !069-2001), и алюминиевые сплавы систем Al-Cu-Mg п Al-Si. С целью предварительной обработки алюминиевых сплавов, ииюль'лемых при изготовлении КМ. irpoeeaeuo рафинирование матричных сплавов от газов, окислов и других неметаллических включений (патент №23 18021>).

И качес! не реакционно-активных добавок применяли частицы титана и иикепя paiJiiiHnoro фракционного состава (ТУ 48-05-30-71).

Н качестве армирующих наполнителей микронного размера использовали: частицы карбида кремния 5еленого - u-SiC (14,- 2S. 40 мкм) марки (>4С (ГОС."Г 26327-84), изготовленные в электрических печах из кварца и нефтяного кокса па предприятии и.я. В-2671: частицы карбида титана - "ПС (<40. 40-100 мкм). полеченные химическим гидрилно-калышевым способом на предприятии ООО «Мегсинтсз» по ТУ 14-22-57-42. Применяли также порошки 'ПС размером -'-10 мкм с реакционно-активными покрытиями из карбонильных металлов же;1е.«|. никеля и молибдена (70TiC-23Fe-6Ni-l Мо. .масс.%).

.'Другим армирующим наполнителем микронного размера являлись нитевидные кристаллы карбида кремния НК SiC (диаметр d -140 нм. длина 1 > 50чdi. изготовленные па и/я М-5168 методом осаждения из газовой фазы по TV-6-02-7-] l> 1-S7.

В качестве модификаторов использовали наноразмерные порошки (рис. I а,б.в.г): чоиокрнсталлнчеекого синтетического алмаза размером 50 нм и 150 нм. полеченные в Институте общей физики им. .V.M. Прохорова РАН. панопорошкн карбида кремния размером 17 нм и 40 нм производства П II II IХТ7ЮС. оксида алюминия н вольфрама размером 50 им, карбонитрида imana п вольфрамо-углеро.чной композиции размером 30 нм, полученные в lepvnpiccKOíi плазме электродугового разряда р. пл аз мох и м и ческом реакторе струйного ища. Наноразмерные порошки оксида алюминия, карбонитрида титана, вольфрама н вольфрамо-у i леродной композиции были получены и охарактеризованы сотрудниками Набора юрип плазменных процессов в металлургии и обрабтки металлов ММЕТ РАЛ кл.н. A.B. Самохиным и км.и, 11.В. Алексеевым.

Помимо названных нанопорошков в качестве модификаторов были опробованы природные наполнители из шунгитовы.ч пород после дробления и шмельчения, а также после специальных модифицирующих обработок (рис. 1 и с). Для ни-отовлення экспериментальных партий наноструктурированных наполнителей были выбраны шунгиювые породы различных месторождений, различающихся по содержанию углерода с фуллереноподобной структурой. Модифицирующая обработка шуптнтовы.х пород я анализ полученных oópatiTOB проведены в Ппсттуте геологии. Карельского НЦ РАН в

лаборатории шунгитов (д.г.-м.н. Ковалевский В.В.). Например, использовали породу, добываемую ООО НПК "Карбон-шунгит" и соответствующую ТУ 88-003-90 (массовая доля углерода не менее 20%; массовая доля двуокиси кремния не более 70%; массовая доля общей серы не более 1.5%; рН водной суспензии - 4.5-7.0; массовая доля влаги не более 2%).

где Piic. 1. НК SIC, полученные осаждением из газовой фазы; х 2000 (а); наноразмерные порошки синтетического алмаза-50 нм (б); SIC — 17 им (в); А1г0з-50нм (г); модифицированная шунгитовая порода: SiC волокна - 1 и SiC гранулы-2 (д); гнперфуллсреновые структуры -1, частично заполненные силицидами Fe или Fe (е)

Для анализа состава, структуры и свойств исследуемых КМ. матричных сплавов, реакционно активных и модифицирующих добавок использованы методы рентгеноструктурного (РСА), микрорентгено-спектрального (МРСА), дифференциально-термического (ДТА) анализа, растровая и сканирующая зондовая электронная микроскопия, оптическая микроскопия с программой для анализа изображений Qwin. Прочность образцов на растяжение и сжатие определяли на разрывной машине «Инстрон 1115». Для определения упругих модулей получаемых КМ опробован ультразвуковой метод, разработанный в Международном учебно-научном лазерном центре МГУ им. М.В.Ломоносова (д.ф-м.н. Карабутов А.А, к.ф.-м.н. Подымова Н.Б.), основанный на термооптическом механизме лазерного возбуждения ультразвука. Для сравнения с результатами лазерного оптико-акустического метода были проведены измерения модуля Юнга исследуемых образцов методом наноиндентирования при помощи сканирующего зондового микроскопа «Наноскан».

Образцы из матричных сплавов и КМ испытывали в условиях сухого трения скольжения на установках CETR UMT Multi - Spesimen Test System по схеме: неподвижный палец из КМ (диаметр 6 мм) по вращающимуся диску из

стали 45(HRC>45) и МТУ-01 (ТУ 4271-001-29034600-2004) по схеме осевого нагружения: вращающаеся втулка (контртело) из стали 45 против неподвижной шайбы (КМ), коэффициент перекрытия 1. Размеры стальной втулки: внутренний диаметр 11.8 мм, наружный диаметр 15.8 мм. Размер шайбы из КМ: диаметр 26 мм, толщина 10 мм. Осевую нагрузку изменяли в пределах от 18 до 60 Н (0.2-0.7 МПа). Скорость вращения втулки составляла 540 и 870 об/мин., что соответствует средним окружным скоростям скольжения 0.39 и 0.63 м/с. Испытания проведены на воздухе при температуре 20±1° С и влажности 60±4%.

Выбор таких значений параметров трибонагружения основывается на результатах предыдущих испытаний на машине трения УМТ-1 (ГОСТ 23.21080) для оценки фрикционной теплостойкости матричных сплавов и КМ. Так, удельная осевая нагрузка 0.2 МПа при скорости скольжения 0.39 м/с является критической по условию перехода в задир образцов из матричного сплава АД1. При такой же скорости скольжения дисперсно армированные алюмоматричные КМ выдерживают без задира удельную нагрузку 0.7 МПа, а лучшие из таких КМ работоспособны и при более высоких скоростях скольжения и нагрузках. Контртела были изготовлены из стали 45, 40Х и 15ШХ (HRC>45). Тепловую обстановку в зоне трения контролировали путем установки хромель-алюмелевой термопары диаметром 250 мкм на контртело на расстоянии 1,5 мм от поверхности контакта.

Поведение образцов при сухом трении скольжении оценивали по коэффициенту трения (/), коэффициенту стабильности процесса трения (аст), показателю разброса значений коэффициента трения (q) и величине объемной интенсивности изнашивания (/v).

Момент трения фиксировали с помощью датчика TFH-100-072, отвечающего принятой схеме нагружения. Коэффициент трения определяли по / AI

формуле ./ -——^уг, где М - момент трения; Rcp - средний радиус

втулки; F - нагрузка. Для характеристики устойчивости процесса трения применяли показатели разброса q и устойчивости а значений коэффициента

f - f f ____,, _ J muv J min /v _ * CP r r —

трения q----, «cw-——, где jmaK и /mill - максимальный и

J cp J П',Л\

минимальный коэффициенты трения. Износ образцов определяли взвешиванием по потере массы Лт после каждого этапа испытаний Am = /», -т2, где ш/. т: - масса образца до и после испытания. Интенсивность

_ А т

изнашивания определяли по формуле:''»' --— , где у — плотность

/ ' ^

исследуемого материала, L - путь трения. По формуле Archard рассчитывали безразмерный коэффициент износа: К= IYH/P. где Н - твердость материала, кг/мм", Р - приложенная нагрузка, кг. Критерием перехода образцов в задир считали увеличение веса контртела, после чего испытания прекращали.

5. ИЗГОТОВЛЕНИЕ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

Технологический процесс изготовления литых КМ с металлической матрицей, армированных дискретными наполнителями должен обеспечивать: равномерное или заданное распределение наполнителя в объеме материала матрицы; связь армирующего наполнителя с матрицей; возможность контроля процессов межфазного взаимодействия и возможность применения в технике литья новых наноразмерных модификаторов структуры.

Механическое замешивание. Одним из методов, позволяющим решить данные задачи, является механическое замешивание дискретного наполнителя в матричный расплав. Преимуществом данного метода является возможность варьировать в широких пределах температурно-временные параметры совмещения и состав компонентов. Метод удобен для проведения технологических операций совмещения компонентов в лабораторных условиях. С другой стороны, не представляет большой трудности адаптировать процесс замешивания к условиям промышленного производства, поскольку отпадает необходимость в оборудовании, требующем значительных производственных площадей. Большой практический интерес может представлять так же возможность получения литых композиционных заготовок для последующих процессов центробежного литья или обработки давлением на соответствующем заводском оборудовании (рис. 2 а).

Осуществлены следующие варианты изготовления КМ механическим замешиванием:

- замешивание в алюминиевый расплав микронных порошков дискретных наполнителей ТЮ различного фракционного состава;

- замешивание смесей армирующих порошков микронного размера и наноразмерных модификаторов, вводимых на порошке-носителе Тк

- замешивание в расплав лигатур или реакционно-активных элементов, добавляемых в матричный расплав для формирования ¡п-вки армирующих фаз (патент №2323991).

Также опробовано изготовление КМ пропиткой алюминиевым расплавом порошковых преформ (брикетов), с последующим перемешиванием композиционного расплава.

а б в г

Рис. 2. Литые заготовки КМ (1) и после жидкой штамповки (2) (а), структура КМ состава АЛ25-15вес.%81С(14мкм) (б), АД1-10вес.%ПС(4о„к™] (в) и заготовки составов: АЛ2+ 20 вес.% 81С(28 »к») (3) и АЛ10+20 вес.% 81С(28 „км) (4) после механической обработки (г)

Пример структуры и внешний вид заготовок КМ, полученных механическим замешиванием в расплав представлены на рис. 26. в, г. Параметры замешивания порошков, частиц и нитевидных кристаллов в расплав сплава АД1 приведены в табл. 1.

Таблица 1

Параметры механического замешивания армирующего _наполнителя (5 об.%) в расплав АД1_

Варианты подготовки наполнители и матричного сплава ЛД1 Параметры замешивании

Температура расплава, К со, об/мин Длительность операции, мин

»1 12 и Порядок операции

Частицы Б«:,;» „„о 1073±10 280-300 10 15 5 1] + (Ь+13) х п

Подогрев частиц Б^'с» МКи> до 1023 К 1023±10 250-270 5 10 -

Частицы .ЧК'симкчь легирование расплава -4 вес.% Мц п.ш 2,5 всс.% В1 973±10 220-240 .3 5 -

ПК 1123=10 370-390 15 20 5 11 + (Ь-Н:,) х п

ПК с покры тием С'г 973±10 320-340 8 5 -

11К SiC с покрытием Ге 973+10 320-340 8 5 - 1,+ Ь

ПК !мС.\ легирование расплава -4 вес.% М» или 2,5 вес.% В1 1023±10 320-340 9 10 - ^ + Ь

Частицы ТК-,-11 чкч.' 1023±10 280-300 5 10 - 1,+ ь

Порошок ........... 1123±10 300-320 5 5 20 11 + Ь-Чз

Порошок Т^.щмкм) с напо-размернымн добавками 1123±10 300-320 5 5 20 11 + ^-Ыз

1], Ь. Ь. - продолжительность введении нанолнителн в расплав, перемешивания и выстаивании композиционного расплава соответственно, х п - повторение операций

Центробежное диспергирование. Для изготовления порошковых лигатур в виде композиционных порошков, частиц или гранул разработан способ центробежного диспергирования расходуемого композиционного электрода (а. с. №1692742). Электрод собирают компактированием смеси из матричного металлического порошка (алюминиевые или титановые сплавы) и дискретного наполнителя (НК или частицы Б1С). Диспергирование осуществлено на установке для электроннолучевой сварки ЭЛУ-5 на кафедре материаловедения и технологии конструкционных материалов МГУЛ. Изготовлено устройство для распыления. Определены технические параметры электроннолучевого центробежного распыления, выбраны схемы фокусировки электронного луча при распылении, условия кристаллизации композиционных лигатур.

Получаемый данным методом композиционный порошок характеризуется хорошей адгезионной связью между армирующим наполнителем и материалом матрицы. Это достигается благодаря совмещению армирующего наполнителя с материалом матрицы, когда последняя находится в жидком (перегретом) состоянии и смачивает наполнитель. В то же время условия распыления обеспечивают минимальную деградацию армирующего

компонента, так как распыление происходит в вакууме, время контакта наполнителя с расплавом составляет доли секунды, а жидкая прослойка расплава защищает наполнитель от прямого воздействия электронного луча.

С целью получения композиционных порошков на основе алюминиевых и титановых матриц, армированных плохо смачиваемыми компонентами, применена методика, позволяющая подобрать технологические покрытия на наполнителях (НК 81С).

На основе данных по взаимодействию, смачиванию и температурам плавления, а также учитывая коэффициенты термического расширения и удельный вес, опробовали в качестве технологических покрытия из Ре и Сг на НК БЮ. Покрытия на поверхность НК наносили методом термического разложения карбонилов соответствующих металлов. Преимуществом данного метода является равномерность покрытия, возможность проведения процесса при низких температурах, возможность регулирования толщины покрытий за счет выбора режимов нанесения. Процесс карбонильной металлизации осуществляли в аппарате типа «вращающийся барабан» в токе несущего газа (аргона). Температуру в испарителе, температуру нагрева подложки (НК и частицы длительность процесса подбирали так, чтобы получить

непрерывные покрытия из металла толщиной 0,05 мкм. Эксперименты по металлизации были проведены в ГНИИХТЭОС. Чтобы покрытия на НК выполняли роль технологических, или улучшающих смачивание, они должны сохранять морфологическую стабильность при технологических операциях получения КМ. Анализ морфологической устойчивости покрытий Ие и Сг, нанесенных на поверхность НК при различных режимах термической

обработки с применением электронной микроскопии выполнен при участии

Рис. 3. НК SiC с покрытием из Сг после 2-х часового отжига при температурах 1023 (а), 1223 (б), 1373 (в), 1573° К (г); х180000

На основе данных по сворачиванию покрытий, размерам, количеству сфер и процентному отношению объема металла в сферах к исходному объему покрытия оценивали энергию активации адгезии металлов к НК SiC по

формуле: In- = Ink -—, где к - постоянная для данного процесса. R - газовая t RT

постоянная, Т - абсолютная температура, t - длительность отжига, при которой процентное отношение объема металла в сферах к исходному покрытию максимально. Ее значения равны: 175 кДж/моль и 198 кДж/моль для Сг и Fe, соответственно, что говорит о лучшей смачивающей способности хрома к карбиду кремния.

Другим способом улучшения адгезии в композиционных порошках является выбор состава матрицы. Адгезия увеличивается при сегрегации на границах раздела легирующих добавок, лучше смачивающих упрочнитель. Поэтому легирование следует осуществлять элементами, поверхностное натяжение которых меньше, чем у основы. В качестве таких легирующих элементов для матрицы на основе алюминия могут быть Бп, 8Ь, В1,

которые являются межфазно активными. Результаты экспериментов, проведенные в по иммерсионному смачиванию волокон расплавами алюминия, дали следующие значения энергии активации: 358, 342 и 322 кДж/моль для алюминия и сплавов А1 (4 вес.% А1 (2,5 вес.% ВО,

соответственно. Полученные значения оказались близкими к энергии связи в соединении что еще раз подтверждает гипотезу о том, что процесс

смачивания Б ¡С алюминием и его расплавами контролируется декомпозицией связи 51-С в карбиде кремния.

Таким образом, сравнивая представленные значения энергии активации адгезии перечисленных металлов и сплавов к 81С, можно сделать вывод: если в системе А! сплавы - 81С при температурах ликвидуса матриц взаимодействия практически нет, а в системе Т1 - БЮ имеет место активное взаимодействие, то покрытия на НК Б1С из Ре и Сг могут служить улучшающими смачиваемость (т.е. технологическими) в первом случае и выполнять барьерные функции во втором случае.

Проведено распыление композиционных электродов различного состава и получены порошки требуемых размеров и формы (рис. 4). Изучен фазовый состав и распределение армирующего наполнителя в продуктах распыления.

Таким образом, процесс позволяет реализовать преимущества как-литейной, так и порошковой технологий: (1) достижение качественной связи между компонентами за счет смачивания матричным металлом армирующего наполнителя; (2) возможность получения КМ компактированием порошков, подбор которых обеспечивает функциональное распределение армирующего наполнителя. Кроме того, к достоинствам данного метода относится возможность получения композиционных порошков с матрицами из химически активных или даже тугоплавких металлов, что не достигается другими методами._

Рис. 4. Композиционные порошки, получаемые при распылении на поверхность кристаллизатора диаметром 700 мм с покрытием нз парафина: а -Т1-5об.% НК 8Ю, со =

6000 об/мни; б - А1-5об.% 81С, ы = 15000 об/мин. При распыле!......са поверхность

кристаллизатора без покрытия: в -Л1-10об.% 8К', диаметр кристаллизатора 500 мм, со = 12000 об/мин; г - порошок А1-5об.% 81С при сверхбыстром затвердевании; диаметр кристаллизатора 300 мм, со = 15000 об/мин

Изготовление высокоармированных КМ. Интерес исследователей и конструкторов к КМ на основе матриц из алюминиевых сплавов с высоким содержанием дискретных керамических частиц, обусловлен их уникальными физическими и механическими свойствами в сочетании с низкой плотностью. Изделия из таких КМ могут найти применение в конструкциях, работающих в экстремальных условиях при повышенных температурах и нагрузках, одновременно удовлетворяющих требованиям по низким весовым характеристикам. Высокоармированные КМ могут быть также использованы в качестве подложек для микросхем и корпусов электронных устройств. Учитывая низкую стоимость исходных компонентов, применение таких КМ эффективно и с экономической точки зрения.

Для решения задачи получения КМ, армированных дискретными керамическими частицами в количестве от 30 до 80 об.%, разработан новый способ жидкофазного совмещения наполнителя и матричного алюминиевого расплава (патент № 2356968). В данном способе алюминиевый расплав, нагретый до температуры 850-900°С, смешивают с керамическими частицами, разогретыми до той же температуры. Заданная концентрация компонентов КМ обеспечивается объемным соотношением керамических частиц и инфильтруемого расплава на стадии приготовления композиционной смеси. Композиционную смесь подвергают горячему двухстороннему прессованию в нагретых до температуры приготовления композиционной смеси прессформах при давлении 2,2 ГПа. На рис. 5 представлен внешний вид образцов высокоармированного КМ и результаты электронной микроскопии изломов и шлифов.

где Рис. 5. Общий вид образцов высокоармированного КМ (А1-70 об.% 81С) (а), фрактографня излома (б), поверхность шлифа КМ и данные МРСА (в), съемка поверхности шлифа КМ (г) в характеристическом излучении 81 (д) и А1 (с)

КМ состоит из частиц Э¡С и тонких прослоек алюминия между ними. На поверхности частиц в изломе присутствуют островки матрицы -свидетельство её проникновения в капилляры (рис. 5 б). Частицы плотно упакованы вследствие перемещения и проскальзывания относительно друг друга при прессовании в присутствии жидкой фазы. Жидкий алюминий благодаря капиллярному эффекту и внешнему давлению заполняет пустоты между частицами 8Ю (рис. 5 в). По этой же причине происходит дробление частиц БЮ и появление обломков из них в межчастичных пространствах.

Полученные данным способом образцы КМ имеют плотность 3,09 г/см1, что соответствует расчетному значению плотности КМ при данном соотношении компонентов. Твердость полученного КМ составляет 67±5 НЯА, прочность на изгиб - 500± 10 МПа, на сжатие - 800 ± 10 МПа. Процесс сухого трения скольжения образцов высокоармированных КМ характеризуется большей устойчивостью (минимальным разбросом значений момента трения).

6 ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ И ТРИБОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ДИСПЕРНО НАПОЛНЕННЫХ КМ

Износ деталей машин в парах трения скольжения является важной проблемой современного машиностроения. В основном механизмы и машины выходят из строя из-за изнашивания деталей. Затраты на ремонт и техническое обслуживание конструктивно сложных механизмов могут в несколько раз превышать их стоимость. В этой связи особую актуальность приобретают работы по созданию новых антифрикционных материалов, в том числе композиционных (КМ), в которых искусственно объединены высокопластичные металлические матрицы, например сплавы алюминия, и тугоплавкие высокопрочные, высокомодульные наполнители. При таком сочетании фаз достигаются значительное повышение несущей способности материалов в трибосопряжениях, высокая износостойкость, задиростойкость и стойкость против абразивного изнашивания. Хорошие литейные свойства, возможность пластической и механической обработки, малый вес и низкая стоимость обеспечивают перспективность и экономическую целесообразность применения таких материалов в машиностроении, особенно в подвижных сопряжениях механизмов и машин.

Согласно современным представлениям износостойкость гетерофазных материалов является интегральной характеристикой, зависящей от физико-химических свойств компонентов КМ и их соотношения. КМ с большей объемной долей наполнителя имеют более высокую износостойкость: прочные (твердые) частицы с высоким сопротивлением схватыванию при прочих равных условиях (равные объемная доля, фракционный состав, одинаковая прочность связи по межфазным границам) заметнее повышают сопротивление износу. При сопоставлении эффективности влияния на износ упрочняющих фаз различной природы прочность межфазной связи особенно важна, так как определяет соотношение механизмов изнашивания: механического (абразивного, усталостного) или молекулярно-механического (адгезионного). В случае слабой связи частиц с матрицей возрастает роль наиболее распространенного вида изнашивания - абразивного.

КМ А1 сплавы - армирующий наполнитель 81С. Изучали поведение в условиях сухого трения скольжения литых образцов КМ с матрицами из алюминиевых сплавов АМг1, АК5М7, АК12 и АК12М2МгН (АЛ25), существенно отличающихся по уровню прочности. КМ были армированы частицами БЮ со средним размером 28 мкм и объемным содержанием 5 об. %.

Результаты испытаний на машине трения УМТ-1 показали (табл. 2). что введение керамических частиц резко повышает износостойкость КМ.

Таблица 2

Интенсивность изнашивания /у и коэффициент изнашивания Л" образцов антифрикционных сплавов БрОбЦбСб, А020-1. матричных сплавов и КМ на их

основе при сухом трении скольжения против контртела из стали 40X

№ Состав Нагрузка, Н К, хЮ-4 при п (об/мин) IV, м.чУм*1

300 600 1000 1500

1 А020-1 70 3.35 - - - 0.047

2 БрОбЦбСЗ 70 21,5 15,8 - - 0,104

3 АМг1 70 2,43 - - - 0,063

4 АМг1-5%8Ю28 70 1,42 1.28 - - 0,0097

5 АК5М7 70 1,39 - 1 - 0,054

6 АК5М7-5%8Ю28 70 1,21 1.16 \ 0.0053

7 АК12 70 1,34 1,62 - - 0,0187

8 АК12-5%31С28 70 0.71 0.83 0,63 0,73 0.0089

9 АК12М2МгН 70 1,27 1.1 0,93 - 0,0492

10 АК12М2МгН-5%31С28 70 1,0 1.04 0,95 - 0,0052

108 - - 0,54 -

144 - - 0.52 0,29

*) IV определено после испытании при нагрузке 70Н и п=300 об/чип в течение 15 мин.

Наиболее важный результат испытаний - снижение интенсивности изнашивания КМ по сравнению с бронзой Бр05Ц5С5 более чем на порядок (0,005+0,009 против 0,104 мм 7м). Коэффициент изнашивания КМ также существенно ниже, чем у матричных сплавов и бронзы.

На рис. 6 представлены структура, поверхность трения и продукты изнашивания. При визуальном и микроскопическом исследовании образцов после испытания на трение установлено, что уже при малых скоростях относительного перемещения трущихся тел (0,38 м/с) и малых нагрузках (70 Н) на поверхности трения втулок в направлении скольжения формируются борозды пластического деформирования, наиболее заметные на неармированных образцах (глубина борозд более 10 мкм с шагом между гребнями до 0,5 мм) и менее глубокие на образцах КМ, где керамические частицы выполняют роль несущих элементов. На стадии установившегося изнашивания в полосах пластического деформирования образцов КМ появляются признаки структурной самоорганизации в виде ячеек размером 5-10 мкм, оконтуренных керамическими частицами размером -1 мкм. Последнее может быть результатом декогезии и разрушения частиц с последующим шаржированием их в матрицу. Формирование на поверхности трения такого рода диссипативных, или фрактальных, структур в ряде наших работ было

определено как промежуточное состояние. С увеличением параметров и длительности испытания ширина полос, где формируются диссипативные структуры, и размеры их фрагментов уменьшаются. От поверхности трения вглубь образцов распространяется зона пластических сдвигов. Ширина этих зон достигает 50-150 мкм - в зависимости от состава КМ. Чем прочнее матрица, тем меньше ширина зоны сдвигов. Армирующая фаза также ограничивает развитие

д е ж 3

Рис. 6. Микроструктура образцов КМ AMrl-5%SiC (а), AK12-5%SiC (б), АЛ25-5%SiC (в); рельеф па поверхности трения втулки из КМ A.J125-5%SiC с очагами схватывании (г) и микроструктура приповерхностных слоев после трибонспытания (Р=140Н, п=600об/>1 Ii Ii, t=15 мин) (д); форма дебрнса при испытании образцов: АМг -чешуйки (е); АК12, АЛ25 и КМ на первых этапах трибонагружения - порошки (ж), на последующих этапах - их смесь ( !)

Результаты определения интенсивности 1т и коэффициентов изнашивания К образцов из материала матриц и КМ при разных режимах трибонагружения приведены на рис. 7 а,б. Данные об износостойкости сплавов AMrl и АК5М7 не представлены, так как в опробованном диапазоне нагрузок и скоростей скольжения втулки из этих сплавов переходят в задир. То же относится и к матрице АК12 при параметрах трибонагружения Р > 70 Н и п > 1000 об/мин.

Видно, что армирование AI матриц частицами SiC существенно снижает интенсивность и коэффициент изнашивания при малых осевых нагрузках (70 Н) и малых скоростях скольжения (300 и 600 об/мин). С увеличением прочности матричных сплавов интенсивность изнашивания образцов КМ снижается, коэффициент К практически остается неизменным (-1,0-10"4). Увеличение скоростей скольжения образцов из сплава AJI25 и КМ на базе сплавов АК12 и АЛ25 при постоянных величинах осевой нагрузки (70 и 140 Н) приводит к снижению lm; коэффициент К также снижается. Минимальные значения lm=l,07-10'" мг/м и Л=0,2910"4 достигнуты при испытании втулок из КМ AJ125-5% SiC при нагрузке 140 Н и скорости скольжения 1,88 м/с (1500

об/мин). На втулках из КМ АК12-5% SiC минимальные значения Im=0,48-10" :мг/м и К=0,088 10"4 получены при нагрузке 140 Н и скорости скольжения 1,26 м/с (1000 об/мин). Проведенные исследования трибологического поведения и износостойкости в условиях сухого трения скольжения литых КМ показали, что введение в AI-матрицы керамических частиц снижает коэффициент трения до значений, характерных для антифрикционных сплавов, но существенно (на порядок и более) повышает износостойкость и задиростойкость. Выполняя на контактной поверхности роль поддерживающих элементов, керамические частицы существенно расширяют диапазон допустимых параметров трибонагружения КМ (удельных нагрузок, скоростей скольжения и длительностей нагружения). При равном объемном содержании частиц наиболее высокие трибологические свойства - низкий коэффициент трения, задиростойкость - характерны для КМ с более прочной матрицей.

Рис. 7. Интенснвность щнашнвання 1т и коэффициент изнашивания К образцов из материала матриц (М) и КМ при осевой нагрузке 70 II н скорости скольжения 300 , 600 и 1000 об/мин (а); при изменении величины осевой нагрузки и скорости скольжения 1000 н 1500 об/мин (б)

Анализ данных по твердости и износу КМ, полученных механическим замешиванием частиц в расплав, приводит к выводу о возможности использования их в конструкциях, содержащих узлы трения. Например, применение КМ данного типа в узлах летательных аппаратов позволяет решить важную проблему уменьшения массы. КМ на основе сплава АК5М7 (4,5-6,5% 81, 6-8% Си, <0,3% Мп, 0,2-0,5% <0,6% <0,5% >Н, <1,3% Ре, А1-остальное, ГОСТ 1583-93), армированного частицами 81С диаметром 28 мкм с объемной долей 5% применяли для изготовления шаров диаметром 25,4 мм (рис. 8 а), предназначенных для замены аналогичных по размеру стальных шаров в новой конструкции для транспортировки грузов самолета на предприятии «АВИАСТАР» (рис. 8 б). Шары изготавливали из опытной партии КМ на 21-м Государственном подшипниковом заводе.

КМ изготовлен механическим замешиванием армирующего наполнителя в расплав. Технологический процесс замешивания включал: операцию подогрева частиц 81С непосредственно перед введением в расплав; легирование матричных расплавов поверхностно активным Mg (4 вес.%).

Рис. 8. Шары из КМ для элементов напольной механизации транспортировки грузов в летательных аппаратах (а), конструкция шариковой опоры (б): I - шар нз КМ диаметром 25,4 мм, 2 - опорные стальные шарики диаметром 3,175 мм, 100 штук, 3 -крепежные винты, 4 - прокладки , 5 - корпус

КМ А1 сплавы - армирующий наполнитель "ПС. В качестве упрочняющих дискретных фаз при изготовлении алюмоматричных КМ чаще всего применяют частицы карбида кремния (Э ¡С). Однако исходя из теоретических предпосылок, применение частиц карбида титана ("ПС) для этих целей является более предпочтительным, поскольку карбид титана обладает лучшими прочностными свойствами и лучшей термодинамической совместимостью с расплавами на основе алюминия при жидкофазных способах изготовления КМ. Однако исследования, касающиеся КМ системы А1-"ПС, недостаточны для характеристики их работоспособности в составе трибосопряжений.

Исходя из изложенного выше, считали целесообразным проведение сравнительного исследования триботехнических свойств КМ систем А1-"ПС и А1-51С. Сравнение значений интенсивности и коэффициента изнашивания литых КМ. проведенные на машине трения МТУ-01, в зависимости от типа наполнителя (БЮ или "ПС) представлено на рис. 9.

ü i

Сдельная пагружа, МПа

4 -

i г

: -С10

;

- г,

а ■

i - }

? г-

0,33

Уд

0.59 t.Mlla

lí

а б

Рис. 9. Влияние доли и типа армирующей фазы на интенсивность н коэффициент изнашивания дисперсно-наполненных КМ в зависимости от осевой нагрузки. Состав образцов: 1 - АК12М2Мг11, 2 - AK12M2MrH-5%SiC(U), 3 - AK12M2MrH-5%TiC(S№), 4 - AK12M2MrIl-10%SiC(4O), 5 - AK12M2MrH-10%TiC(SW)

Дисперсно-наполненные КМ на основе сплавов алюминия, содержащие в качестве наполнителя частицы "ПС, обладают лучшими триботехническими свойствами (меньшими значениями коэффициента трения, интенсивности и коэффициента изнашивания, и большими значениями коэффициента стабильности) по сравнению с КМ, упрочненными частицами Б ¡С.

Пример реализации КМ системы А1-"ПС. Целью являлось опробование этих материалов в условиях реальной эксплуатации на испытательном стенде «СТИЗ-1М» в Лаборатории триботехнологии ЭИЦ ООО «ПК Борец» (Центр Разработки Нефтедобывающего Оборудования). Стенд предназначен для определения износа радиальных пар электрических центробежных насосов в зависимости от нагрузки и состава среды по методике «ЦРКФ.47.008.00.00.000ПМ1» при удельном радиальном давлении 0,1 МПа и скорости скольжения 5 м/с.

Результаты стендовых испытаний в условиях, приближенных к реальным, подтвердили тенденции в поведении КМ систем А1-51С и А1-"ПС, обнаруженные при проведении лабораторных испытаний в условиях сухого трения скольжения. Детали, изготовленные из разработанных КМ. обладают достаточной несущей способностью для использования этих материалов в реальных трибосопряжения например, в качестве радиальных подшипников в электрических центробежных насосах для добычи нефти.

Полиармирование. Изучены структура и трибологическое поведение КМ, содержащих керамические частицы Б1С, "ПС и интерметаллидные фазы.

При формировании в матричном сплаве методом ¡п-Бки интерметаллидных фаз АЬ,"П или введении ех-зйи армирующих частиц "ПС интенсивность изнашивания значительно снижается. Полиармированные КМ обладают наименьшими значениями интенсивности изнашивания во всем диапазоне нагрузок (рис. 10). Дополнительное введение более прочных частиц "ПС приводит к уменьшению нагрузки на интерметаллиды А13"П, тем самым препятствуя их разрушению под действием высоких внешних нагрузок. Кроме того, присутствие в полиармированных КМ большего количества армирующих фаз. чем в других образцах КМ, обеспечивает не только снижение нагрузки на каждую армирующую частицу в отдельности, но и уменьшение доли матрицы в поверхности трения, тем самым расширяя диапазон трибонагружения.

= 7(1

= _ "Ч

р £

I I '">;

= ¿2 .10

йж

Рис. 10. Интенсивность изнашивании в зависимости от приложенной нагрузки.

Состав образцов:

Ш - VI.

Щ, - А1+2%"П,

Ш - А1+2%'ПС,

ЕЗ -А1+3%'П+2%ПС

Нафузка, И

Образцы из полиармированных КМ во всем диапазоне нагружения характеризуются коэффициентами стабильности процесса трения близкими к единице, что свидетельствует о режиме стабильного трения. Вероятно, это связано с формированием в условиях стабильного трения скольжения переходного слоя, или «третьего тела», защищающего образец от изнашивания.

Переходный слой представляет собой механическую нанострукту-рированную смесь из материала контртела и испытываемого образца, а также их окислов, которая и обеспечивает низкие значения коэффициентов трения и интенсивности изнашивания. Коэффициент трения во всем диапозоне трибонагружения полиармированных образцов на 25-30% ниже коэффициентов трения КМ с армированием только частицами Т1С или интерметаллидным упрочнением.

7. СИНТЕЗ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ ПРИ УЧАСТИИ НАНОРАЗМЕРНЫХ МОДИФИКАТОРОВ

Синтез гетерофазных композиционных материалов с использованием наноразмерных наполнителей в качестве компонентов полиармирования или модификаторов, изменяющих структуру и механические свойства матриц, характер межфазных реакций и качество связей по поверхностям раздела матрица/наполнитель, является одним из перспективных направлений развития нанотехнологий объемных металлических материалов.

Задачу изготовления объемных металлических наноструктурированных материалов представляется возможным решить на основе направленной организации гетерофазных композиций, в том числе при их изготовлении жидкофазными методами. Предполагается измельчение литой структуры матричных сплавов за счет введения в расплавы наномодификаторов и ее стабилизация наноразмерными (интерметаллидными, нитридными, карбидными или др.) наполнителями. Размеры новых фаз можно регулировать путем выбора порядка введения и режимов совмещения компонентов, участвующих в реакциях ¡п-эйи, их размера и объемного содержания.

На основе известных экспериментальных данных по эффективности нуклеантов, можно предложить формулу связи размера зёрен dg сплава,

размера частиц нуклеанта и его концентрации ^(масс. доли):

( 0,8 .2,4 V'3 РпнЫ пне!

(2)

Здесь Р,тс! - плотность вещества нуклеанта, - плотность сплава (на основе А1).

Формула (2) теперь может быть использована для планирования экспериментов. Выражая из неё концентрацию нуклеанта (наноразмерных частиц), получим:

х =

Pmicl d/mcl

Pa,

Расчеты показывают, что при одинаковых значениях концентраций вводимых модификаторов, применение наноразмерных частиц, должно обеспечить получение сплава с более мелким зерном (рис. 11).

X !

юо-\---

7550 25 -

' -к 20

10075 50

25 -

J О ^< 5 0

Рис. 11. Графическое отображение связи размеров зерен сплава с размерами частиц модификатора и их концентрацией, а — микронные модификаторы, б -пани размерные модификаторы

Важным является выбор модельного сплава, по изменению структуры которого можно оценить модифицирующий эффект от введения наноразмерных порошков. Исследования проведены на модельных сплавах на базе АД1 с реакционно активными добавками. На рис. 12 представлена структура сплава АД 1 -Ti-Ni. полученного реакционным литьем при добавлении порошков: 3Bec.%Ni и Звес.%Т1 размером 20 и 100 мкм, соответственно.

Кристаллизация КМ начинается с образования интерметаллидов. Согласно МРСА первые интерметаллиды имеют состав AhTi. При разливке расплава сразу после замешивания порошков Ti интерметаллиды AI3TÍ имеют игольчатое строение (рис. 12 а), что считают признаком незавершенности экзотермической реакции. Увеличение выдержки расплава КМ перед разливкой до 20 мин. приводит к приобретению интерметаллидами блочной формы (рис. 12 б). Средняя площадь интерметаллидных включений увеличивается от 100 мкм" (20 мин. выдержки) до 150 мкм" (60 мин. выдержки), причем наблюдается значительный разброс абсолютных значений размеров блочных включений. Интерметаллиды Al3Ti одновременно являются и нуклеантами, т.е. центрами зарождения зерен а-Al. По границам зерен накапливается эвтектика.

Эвтектические прослойки состоят из однонаправленных стержней интерметаллидов Al:,(Ni,Ti) в а-А1, что хорошо видно при образовании усадочных раковин (рис. 12 в).

а б в

№ А1, П, N1, № А1, т,, N1,

точки ат.% ат.% ат.% точки ат.% ат.% ат.%

1 72.38 27.52 - 6 99.85 0.09 0.06

2 96.53 0.11 3.36 7 95.01 0.07 4.92

3 100.00 - - 8 100.00 - -

4 74.33 25.40 0,27 9 90,14 0.06 9.80

5 97,00 0.06 2.94 10 100.00 - -

Рис. 12. Структура образцов КМ состава ЛД1+3%П +3%1Ч1 (а,б), вид эвтектической колонии в усадочной раковине (в). Результаты МРСА: выдержка перед разливкой 0 мин (а, в), 20 мин (б)

Относительная площадь, занятая на поверхности шлифов включениями интерметаллидной фазы А13Т1 и эвтектикой, увеличивается с увеличением времени выдержки от 4% (0 мин.) до 11% (60 мин.) и от 28% (0 мин.) до 47% (60 мин.), соответственно, диаметр стержней АЬ,("П, >>П) в эвтектике растет от 182.6 до 229 нм (табл. 3, серия 1).

Таблица 3

Параметры структуры КМ в зависимости от длительности выдержки (I)

расплава перед разливкой

С М од и ф и ц и ру ю щи е Параметры структуры КМ

е № нанонорошки , вес.%

Р Обр. и Относительная Средняя Диаметр

и \\ ПС\ \\-С АЬОз площадь, площадь стержней

я 50нм ЗОим ЗОнм 50 им МИН % (размер), мкм эвтектики

интерме- эвтек- интерме- А1- АЬ(№,Т1),

талл ндо и тики таллидов зереи им

1.1 0 4 28 60 1190 186.2

1 1.2 - - - - 20 8 33 100 1430 195.6

1.3 40 9 44 120 1650 225,8

1.4 60 11 47 150 1700 229.0

2.1 0 3 23 35 1070 78,4

2 2.2 0.25 - - - 20 6 25 70 1300 82.6

2.3 40 9 30 73 1500 126,2

2.4 60 11 32 75 1560 140,9

3.2 20 6 27 89 1110 80,4

3 3.3 - 0.25 - - 40 8 35 110 1230 120.4

3.4 60 10 37 115 1300 138.8

4.2 20 7 24 80 1000 81,6

4 4.3 - - 0.25 - 40 8 25 95 1100 110,5

4.4 60 9 26 100 1350 144.2

5 5.2 - - - 0.25 20 5 30 90 1200 102.3

Матрица КМ серий 1,2,3,4,5 имеет состав АД 1+Звее.%ТН-Звес.%№

КМ систем: модельный сплав А1-"П-М1 - наноразмерные порошки А12Оз /\¥ / TiCN / W-C. В таблице 3 приведены параметры структуры литых КМ, в матрицу которых были введены добавки нанопорошков, полученных плазмохимическим синтезом. Результаты измерений элементов структуры КМ без нанодобавок и с нанодобавками в зависимости от времени выдержки расплава перед разливкой, выполненные с использованием программы 0\ут, показывают, что относительная площадь, занятая на поверхности шлифа интерметаллидом А13Т!, при введении в КМ наноразмерных порошков увеличивается с 3% при отсутствии выдержки до 11% при выдержке 60 мин., но средняя площадь изолированных блочных включений по сравнению с КМ АД1+3%'"П+3%1чН уменьшается на 30-50% (табл. 3). Введенные нанопорошки являются дополнительными центрами кристаллизации и способствуют более интенсивному зарождению и формированию большего количества интерметаллидных фаз А13"П. Кроме того, введение нанопорошков оказывает влияние на размерную стабильность включений интерметаллидных фаз. Относительная площадь на поверхности шлифа, занятая эвтектиками, в КМ с нанодобавками оказывается меньше, чем в КМ состава АД] +3%"П+3%М1 и практически не изменяется с увеличением времени выдержки расплава перед разливкой. Размер стержней эвтектики при введении наноразмерных добавок оказывается значительно меньше, чем у КМ состава АД1+3%Т1+3%Ы1 (рис. 13).

Время выдержки, мин 0 20 40 60

Диаметр стержней интермсталлндов, им 78.4 82,6 126,2 140.9

Рис. 13. Вид эвтсктнческихих стсржней в КМ состава Д1 +3%П+3%М+0,25%\\. Выдержка расплава перед разливкой, мин: а - 0, б -20, в -40, г - 60

Наблюдаются отклонения осей роста стержней от основного направления, что характерно для формирования эвтектических колоний в присутствии инородных включений на фронте кристаллизации.

С увеличением длительности выдержки расплава перед разливкой размеры эвтектических стержней увеличиваются (рис. 13), однако, даже при выдержке 60 мин их размер в 1,6 раза меньше, чем у КМ состава AAl+3%Ti+3%Ni (140 нм и 230 нм, соответственно).

Введение нанопорошков способствует также уменьшению значений средней площади зерен Al. При увеличении длительности выдержки средние значения площади зерен Al растут, но даже при максимальной выдержке расплава перед разливкой (60 мин.) средние значения площади зерна Al в КМ с добавками наноразмерных порошков на 20% меньше, чем у КМ состава АДI +3%Ti +3%Ni. Наибольшее влияние на торможение роста зерен а-А1 оказывают наноразмерные порошки TiCN и W-C.

Наблюдается увеличение (примерно на 20%) значений твердости НВ образцов КМ с добавками наноразмерных порошков по сравнению с КМ АД 1 +3%Ti+3%Ni вследствие увеличения дисперсности структурных составляющих. По возрастающей модифицирующей эффективности влияния на структуру матрицы наноразмерные порошки-нуклеанты располагаются в ряд: АМЭ, -W - (W-C) - TiCN.

На рис. 14 представлена интенсивность изнашивания образцов КМ в зависимости от нагрузки и времени выдержки. Для материалов с добавками наноразмерных порошков TiCN и W-C наблюдается уменьшение значений интенсивности изнашивания и расширение диапазона трибонагружения.

Следует отметить, что уровень износостойкости КМ с нанодобавками во всем диапазоне трибонагружения весьма устойчив и примерно равен таковому КМ состава АД1+3%Ti+3%Ni с иглообразными выделениями интерметаллидов, когда можно говорить о незавершенности реакции in-situ. Вероятно, это связано с тем, что в КМ с нанодобавками увеличивается общее количество интерметаллидных включений и улучшается равномерность их распределения в матрице, доля матрицы в поверхности трения уменьшается.

Поверхность трения образцов КМ с нанодобавками заметно отличается от таковой образца АД 1 +3%Тi+3%Ni (рис. 15).

При равных условиях трибоиспытания борозды пластического деформирования менее выражены, возрастает площадь на поверхности трения, занятая шаржированной механической смесью, отдельные фрагменты этой смеси имеют наноразмерный уровень при возросшем фракционном разбросе (рис. 15 в). EDS-анализ показывает увеличение содержания железа в механической смеси (19.47 ат. % против 10.06 и 1.77 ат.% образцов № 1.1 и 1.4, соответственно).

Нагрузка. Н

2В 39

Нагрузка, Н

28 39

Нагрузка. Н

в г

Рис. 14. Интенсивность изнашивании образцов КМ составов: АД1+3%.\т+3%Т1 (а), АД1+3%№+3%'П+0.25%\\' (б), ЛД1 +3%!ЧЧ+3%Т¡+0.25%Т1СМ (в), АД1+3%№+3%т0.25%\У-С(г) в зависимости от осевой нагрузки. Время выдержки расплава перед разливкой:

□ - 0 .чин, И - 20 мин, 13- 40 мин, -60 мин. Знак ф - переход в задир

№ точки О. ат.% А1. ат.% Fe. ат.% Общ.. ат.%

1 41.29 39.24 19.47 100.00

Рис. 15. Микрофотографии поверхностей трения образца Л» 2.1 и данные EDS' микроанализа с участка, содержащего механическую смесь

КМ системы АМЧ-наноразмерные частицы алмаза или 81С.

Исследована структура и трибологическое поведение дисперсно наполненных КМ на базе алюминиевых сплавов (табл. 4), изготовленных методом реакционного литья с замешиванием в расплав смесей, состоящих из частиц титана микронного размера и наночастиц БЮ и алмаза (НА). Согласно данным рентгеновского анализа, основными фазами в КМ являются интерметаллиды и карбиды. При выдержках расплава 90 мин. количество интерметаллидов АЬ"П возрастает до 13-15,3 об.%, А12:;Ть - до 2,08-2,68 об.%, АШ - до 2,3 об.%. При введении в КМ наночастиц БЮ в структуре появляются силициды ИБЬ (<1%), в КМ с добавкой наноалмазов - карбиды Т)С(<1%).

Объемную долю и размер частиц интерметаллидных фаз, определяли путем анализа изображений с использование программы Во всех случаях

объемная доля фаз растет с увеличением длительности выдержки расплава до разливки. В КМ с добавками наноалмазов отмечено меньшее содержание интерметаллидов, что может быть обусловлено уменьшением концентрации "П в расплаве из-за образования наноразмерных карбидов титана. Размер фаз довольно устойчив, особенно при добавлении в КМ нанопорошков алмаза (50 нм). Твердость НВ при увеличении длительности выдержки расплава до разливки возрастает ~ в 1,5 раза в образцах А1-Т1 и А1-Т1-81С(П|Ш) и практически не изменяется в образцах с нанодобавками алмазов и Б^С^о им). Последние имеют наиболее высокие значения твердости (30-34,3 НВ). Данные измерений модуля Юнга оптико-акустическим методом представлены на рис.16.

Образцы серии:

£ 70

й 65 Н

ч о

2 60 55-

Таблица 4

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 время выдержки ь расплаве, мин.

Рис. 16. Модуль Юнга образцов КМ (состав см. в табл.4) в зависимости от выдержки материала в расплавленном состоянии. Время выдержки образцов каждой серии:№№.1,2, 3, 4-0, 20, 60, 90 мин, соответственно

N серии А1 мат аиця +МОД1К рнкаторы

Т1 5вес.% НА 50 нм 0,25всс.% НА 150 нм 0,25вес.%

2.1 2.2 2.3 2.4 + - -

+ - -

3.1 3.2 3.3 3.4 -г + -

+ + -

4.1 4.2 4.3 4.4 + - +

+ - +

Видно, что у образцов серии 3. (модифицирование порошками алмаза размером 50 нм) значения модуля Юнга выше, чем у образцов серии (4.), что подтверждает эффективность применения нуклеантов с достаточно малыми размерами частиц, т.е. наноразмерных модификаторов. Важным представляется

и тот факт, что у образцов серии (2.) при выдержках выстаивания расплава до разливки 60 и 90 мин, значения модулей Юнга максимальны. Это говорит о качестве межфазных границ, формирующихся при интерметаллидном упрочнении КМ. Однако, большой разброс значений модулей при всех режимах получения этих КМ, указывает о размерной нестабильности интерметаллидов.

Результаты испытаний на трение показывают, что армирование алюминиевой матрицы интерметаллидными фазами в присутствии наномодификаторов в процессах in-situ повышает износостойкость и расширяет диапазон трибонагружения алюмоматричных КМ.

КМ системы AI-Ti-(TiC/Fe,Ni,Mo)-HaHopa3MepHbie частицы алмаза. Рассмотрено влияние режимов литья алюмоматричных КМ, содержащих армирующие частицы карбида титана, реакционно активные добавки железа, никеля и молибдена в виде покрытий на частицах TiC и тугоплавкие модификаторы (наноалмазы), на состав и размеры интерметаллидных фаз, формируемых в реакциях in-situ. В качестве матричного использовали сплав AMrl (Al- 1% Bec.Mg), в качестве наполнителя - порошок карбида титана размером 1-2 мкм с технологическими покрытиями из карбонильных металлов (состав порошка в вес.%: TiC - 70, Fe - 23, Ni - 6. Мо - 1) и нанопорошки алмаза < 50 нм и <150 нм. Технологические покрытия Fe, Ni, Мо на порошке карбида титана предназначены J) для улучшения смачивания наполнителя алюминиевым расплавом; 2) для участия в экзотермических реакциях in-situ.

Согласно рентгеновскому анализу в результате реакций in-situ в матрице КМ формируются фазы-упрочнители: Al3Ni: (Al3Ni). AlTi (AhTi), Ti:Ni, Al5Fe:. С увеличением длительности выдержки расплава перед разливкой количество интерметаллидных фаз Al3Mg2, AlTi, Ti2Ni заметно возрастает. Уменьшение размеров наноалмазов от <150 до <50 нм изменяет фазовый состав КМ: появляются новые фазы Al^Fe^ AlsMo, Al;4Tis. Изменение объемного содержания интерметаллидов (суммарное - в составе эвтектик и в виде изолированных кристаллов) и их размеров в зависимости от длительности выдержки расплава перед разливкой выражено следующим образом: при введении в расплав наноразмерных порошков алмазов <50 нм количество интерметаллидных фаз растет, рост кристаллов интерметаллидов при выдержке расплава тормозится. Влияние наноалмазов <150 нм менее выражено. Несмотря на это обстоятельство, твердость образцов КМ с наноалмазами более высокая, чем КМ без них. Результатом модифицирования является рост твердости и структурная стабильность КМ.

Антифрикционные свойства таких КМ обеспечиваются относительно высокой твердостью интерметаллидных фаз, отсутствием окислов на межфазной поверхности, прочной связью между включениями интерметаллидов и матрицей, высоким уровнем прочности, жесткости и высокотемпературной прочности КМ, определяющих нагрузочную способность КМ и сопротивление схватыванию. Добавки тугоплавких наноразмерных фаз (алмаза, карбида кремния), не участвуют непосредственно в процессе трения скольжения в качестве несущих элементов из-за малых размеров, однако заметно влияют на трибологические характеристики КМ благодаря эффекту модифицирования структуры КМ. Модифицирование проявляется в изменении

размеров и объемной доли интерметаллидных фаз и увеличении критических, нагрузок, при которых наблюдается переход от режима слабого изнашивания к интенсивному изнашиванию и задиру.

Полиармирование с участием наноразмерных фаз. Свойства КМ можно регулировать как за счет выбора матричных сплавов с различным уровнем прочности и пластичности, так и полиармирования (введения в матрицу наполнителей различной природы, объемного содержания и размера, в том числе наноразмерных).

Полиармирование позволяет получить новые свойства КМ. Например, при введении в матрицу наряду с частицами SiC сухой смазки (частиц графита) удается повысить стойкость против задира в условиях трения с ограниченной смазкой. Многоуровневое упрочнение КМ частицами керамики, интерметаллидов, сформированных в реакции in-situ. позволяет выйти на новый уровень прочности и жаропрочности.

Разработан способ синтеза полиармированного литого композиционного материала на основе алюминиевого сплава с высоким уровнем жаропрочности и износостойкости (патент №2323991).

Для решения поставленной задачи КМ упрочняют включениями интерметаллидных фаз состава А13Х, где X - легирующие добавки Ti, Zr, V, Fe, Mi, с размером фаз 1-10 мкм в количестве 5-20 об.% и дискретными керамическими наноразмерными частицами (<50 нм) в количестве 0,1-2,0%, а также такими же частицами микронного размера в количестве 1-5 об.% от массы расплава. Получение КМ включает механическое перемешивание в аттриторе легирующих элементов и керамических частиц, брикетирование смеси под давлением 100-130МПа при нагреве до 110±10° С и введение в расплав при температуре 850±10° С с выдержкой в течение 20-30 мин для образования интерметаллидных фаз, перемешивание и разлив. КМ рекомендуется для изготовления деталей, к которым предъявляются повышенные требования по жаропрочности и износостойкости.

Упрочнение КМ, получаемых по данной технологии, обеспечивается: за счет образования при кристаллизации расплава включений интерметаллидных фаз состава А13Х, где Х- легирующие элементы Ti, Zr, V, Fe, Ni, размер включений фаз <10 мкм, количество 5-20 об.%;

за счет введения в матрицу наноразмерных высокомодульных, высокопрочных керамических частиц (TiC, ZrC, В4С, SiC, АЬ03, Zr02, BN, TiN) размером < 50 нм в количестве 0,1 - 2,0% от массы расплава, оказывающих модифицирующее влияние на структуру матрицы и интерметаллидных фаз; - за счет введения в матрицу дискретных керамических частиц микронного размера в количестве 1 -5% от массы расплава.

Наноразмерные керамические частицы действуют при кристаллизации расплава как модификаторы, увеличивая количество и уменьшая размеры интерметаллидных фаз. Интерметаллидные фазы в матрице повышают жаропрочность, а керамические частицы микронного размера увеличивают износостойкость КМ. В табл. 5 представлены составы и свойства исследованных КМ.

Таблица 5

Составы, твердость и трибологические характеристики образцов при испытании при нагрузке Р=70 Н и скорости скольжения п = 600 об/мин

№ п/п Состав исследуемых образцов (вес.%) Время до перехода в заднр Показатели изнашивании Твердость КМ

1, мин 1т,102 мг/м, Л'.хПГ1 НВ2и, МПа МПа

1 АК12 11 4,92 1,62 620±10 150±10

2 АК12+3%ТЦ>100 мкм) 18 4,47 1,57 660±10 170±10

3 АК12+3%Т1+0,2%81С(<50нм) 34 2,61 0,96 690±10 190±10

4 АК12+3%Т1+0,2%81С(<20нм) 33 2,67 0.98 690+10 190±10

5 АК12+3%Т1+0,2%81С(<50нм) +5% 51С(14мкм) 72 0,72 0,28 750±10 220±10

6 АК12+3%Т1+0,2%81С(<20нм) +5% БК^Ммк-м) 74 0,70 0,28 760±]0 220+10

В скобках отмечены размеры порошков титана и .ЧК ' НВ20 н НВ30" - твердость при температурах +20 и +300°С

Образцы из сплава АК12, а также КМ на его основе испытывали в условиях сухого трения на установке УМТ-1 (ГОСТ 23.210-80). Видно, что задиростойкость КМ. армированных интерметаллидными фазами вместе с наноразмерными керамическими частицами, увеличивается в сравнении с матричным сплавом в 3 раза, интерметаллидными фазами вместе с наноразмерными и микронными керамическими частицами - в 7 раз.

Результаты испытаний показывают, что интенсивность и коэффициент изнашивания КМ, армированных наноразмерными частицами БЮ. почти вдвое меньше, чем у матричного сплава и КМ с интерметаллидными частицами. КМ, содержащие в составе кроме интерметаллидных фаз частицы нано- и микронного размера, превосходят по этим параметрам матричный сплав в восемь раз. У КМ, включающие кроме интерметаллидных фаз керамические частицы нано- и микронного размера, возрастает твердость при комнатной и повышенной температурах.

Таким образом, комбинация в алюминиевой матрице равномерно распределенных упрочняющих частиц разных природы и масштаба, у которых отличаются модули упругости, коэффициенты термического расширения, уровни связи с матрицей, обеспечивает повышение жаропрочности, задиро- и износостойкости.

Применение КМ системы А1-Т1-Т1С-наноразмерные частицы Т1С1Ч.

Проведена апробация КМ с интерметаллидным упрочнением и полиармированием в присутствии наноразмерных модификаторов в узлах трения электрических центробежных насосов предприятия изготовителя ПК Борец (Центр разработки нефтедобывающего оборудования). В качестве матричного сплава был выбран промышленный сплав АК12М2МгН, обладающий высокими механическими свойствами (св- 186 МПа, 5 - 0,5 %, твердость-90 НВ, ГОСТ 1583-93). В качестве наноразмерного модификатора

применяли нанопорошки TiCN, показавшие по ранее представленным исследованиям, наибольший модифицирующий эффект.

Результаты испытаний пар трения представлен в табл. 6. Втулки подшипника для пар трения изготавливались из соответствующих заготовок КМ (рис. 17), а защитная втулка из твердого сплава ВК8.

Таблица 6

Рис. 17. Втулка подшипника из КМ (состав см. в габл. 6)

Тип втулки/ Материал Максимальный износ втулок, мм Суммарный износ , м км/км

Втулка подшипника / КМ 0.03 0,24

Защитная втулка/ Твердый сплав ВК8 0 0

Шероховатость Ra, мкм Втулка подшипника (край/середина/кран) 1,00 / 1.38 / 3,04

(I 00м км)

КМ АК12М2МгН +5всс%Т1С(4о-оо.мк.м) +3%весТ1 0,25вcc%TiCN(зo,ш) Определен но сумме результатов трех этапов испытаний:

1 — имитат пластовой жидкости +сжатый воздух 360 мин;

2 - 100% Н20 120 мин; 3 - Н20+сжатый воздух 60 мин

Результаты испытаний по определению интенсивности износа радиальных пар трения из КМ и результаты замера величины шероховатости на рабочей поверхности в зоне трения втулки подшипника после всех этапов испытаний на стенде СТИЗ-1 предприятия изготовителя показали, что все радиальные пары трения испытания на износостойкость по методике «МИВ-1» при удельном радиальном давлении 100 Н/см2 выдержали.

Синтез КМ с углеродсодержащими природными модификаторами из шунгитовых пород. Наноструктурирование можно осуществить за счет влияния на литую структуру наноразмерных тугоплавких добавок в виде частиц графита, нанотрубок или фуллеренов. При этом, как показано методами трансмиссионной электронной микроскопии, наноразмерные тугоплавкие добавки, например, фуллерены и нанотрубки, могут сохраниться в литой структуре.

Источником фуллеренов могут быть шунгитовые породы, являющиеся природными композиционными материалами, свойства которых обусловлены, с одной стороны, структурой и свойствами углерода, а с другой - сложным минеральным составом, изменяющимся от кремнистого, алюмосиликатного и карбонатного до смешанного. Шунгит состоит в основной массе из глобул, содержащих пакеты плавно изогнутых углеродных слоев, охватывающих нанопоры, и по ряду признаков может быть охарактеризован как фуллереноподобный углерод. Применение шунгитовых пород, являющихся доступным и дешевым сырьем для получения углерода в наномодифицированном состоянии, представляет значительный научный и практический интерес для изготовления конструкционных материалов нового поколения.

В работе изучено модифицирующее влияние шунгитовых пород на структуру и свойства литых алюмоматричных КМ. Для изготовления экспериментальных партий наноструктурированных наполнителей были выбраны шунгитовые породы трех различных месторождений, отличающихся повышенным содержанием углерода с фуллереноподобной структурой. Процесс обработки определялся осуществлением твердофазных реакций, в том числе каталитически инициированных, между микро- и нано-размерными породообразующими минералами (кварц, слюда) и некристаллическим углеродом (шунгитом). Состав кристаллических компонентов устанавливали с помощью рентгенофазового анализа с учетом дериватографических данных по содержанию углерода. В целом, состав основных компонентов обработанных шунгитовых пород в партиях изменялся в следующих пределах (в масс. %): I - углерода - не менее 50-60, SiC - 10-25, силицидов железа - 1015, SiO, - 5-15; II - углерода не менее - 40-50, SiC - 20-30, SiO: - до 30; 111 -углерода не менее - 30-40, SiC - 30-40, силицидов железа - до 5, SiO: - 5-25. Также присутствовали частицы кристобаллита (до 10%) и неидентифицированные фазы (до 5%).

Предложен способ введения шунгитов в алюминиевые расплавы методом механического замешивания с использованием носителей - алюминиевых гранул и реакционно активных титановых порошков, участвующих в экзотермических реакциях in-situ (составы образцов представлены в табл. 7).

Таблица 7

Состав и свойства КМ (AI матрица* - шунгитовые наполнители)

м обр. Модификаторы Оценка процесса замешивании Свойства

Ti, порошок, 5 всс.%, мкм Шунгитовал порода, ЛГ» партии Y. гр/см3 IIB ср., МПа

1 - - - - 2.66 571

2 ЮОмкм - - - 2.68 566

3 - бООмкм - - 2.66 545

4 - - Исх.**, 2 вес.% Не замешался - -

5 - - 1. 2 вес.% Отлично 2.62 534

6 - - 11. 2 вес.% Хорошо 2.64 514

7 - - III. 2 вес.% Отлично 2.66 547

8 ЮОмкм - Исх.. 1 вес.% Удовл. 2.31 371

9 - бООмкм Исх.. 1 вес.% Удокл. 2.33 420

10 ЮОмкм - 1, 2 вес.% Хорошо 2.66 523

11 ЮОмкм - II, 2 вес.% Отлично 2.65 537

* А1 матрица состава: 60 вес.% сплава АТ2Мг+ 40 вес.% А1 гранул; АГ2\1г-модельный антифрикционный сплав (А1 - основа, Т'| - 2 вес.%, 1 вес.%, Мп, 81, Си, Сг, Ге , каждого < 0,3 вес.%)

** Псх.- шунпповая порода после дробления и измельчения, <40 мкм.

Исследована структура КМ с добавками модифицированных шунгитов и показано их стабилизирующее влияние на процесс сухого трения скольжения. При введении в расплав модифицированных пород на гранулах алюминия как носителе они распределяются в матрице равномерно, без видимых скоплений, преимущественно в зонах обогащения, что свидетельствует об оттеснении

Точки Содержание элементов, ат.%

А1 С О Ме М п Ре Са Сг

1 26.34 66.21 5.99 0.80 0.36 - - 0.30 -

2 20.64 5.95 17.62 35.91 19,88 - - -

3 68.15 12.84 - - 5.88 0.58 11,44 - 1,11

4 97.51 - - 2.49 - - - - -

5 14,66 67.86 14.56 0.34 - - - 2,58

шунгитовых наполнителей кристаллами затвердевающей матрицы в междендритные (межячеистые) пространства.

Микроструктура образца, содержащего модифицированную шунгитовую породу партии III, приведена на рис. 18. Введение шунгитового наполнителя на А1 гранулах не влияет на схему кристаллизации образца КМ (рис. 18 а).

Рис. 18. Структура образца КМ №7 (состав см. в табл. № 7) и результаты МРСА

Структуру такого вида можно охарактеризовать как макрооднородную. При съемке в отраженных электронах (рис. 18 б) видно, что межячеистые прослойки отличаются по составу, что подтверждается данными спектрограмм. Так, светлые прослойки (точка 3) являются эвтектикой А1-А13Ре, в то время как темные прослойки (точка 2) содержат интерметаллид Mg2Si. По сравнению с матрицей (точка 4) эвтектические прослойки обогащены углеродом, при этом в прослойках, содержащих железо, процентное содержание углерода выше. На микрофотографии рис. 18 в, выполненных съемкой в режиме вторичных электронов, видно богатое углеродом включение (точка 5), состоящее из множества сросшихся субмикро- и нанокомпонентов. Такие включения присутствуют, в основном, в эвтектических прослойках состава А1-А13Ре или изолировано (точка 1).

На рис. 19 представлена микроструктура образца КМ, содержащего модифицированную шунгитовую породу партии I, введенную на Т1 — носителе. Видно, что в присутствии шунгитового наполнителя порошок титана не полностью прореагировал с А1 матрицей, т.е. реакция ¡п-зНи тормозится. МРСА показывает, что вокруг порошка-носителя Т1 (точка 1) образуются оболочки из интерметаллидной фазы А13Т1 (точка 2), окруженные А1 матрицей (точка 3). Частицы модифицированного шунгитового наполнителя группируются в межзеренных пространствах (точка 4).

№ точки Содержание элементов, ат.%

А1 Т| С О .\а Мр

1 1,01 98.99 - - - -

2 71,82 24.08 - - - 0,65

3 84,53 0.51 - 10.25 - 3.11

4 5,65 0.22 46.31 35.12 0.65 2,22

№ точки 8 С1 К Са Сг

1 - - - - - -

2 - - - - - 0.16

3 - - - - - 1,60

4 0,62 1.50 0,24 0.33 2.04 5.12

Рис. 19. Микрофотография образца КМ №10 состава ЛТ2\1г + А1 гранулы + 5 всс.% 14 + 2 всс.% модифицированного шунгитовой породой I и результаты МРСА

Анализ зависимостей интенсивности изнашивания и значений коэффициента трения (рис. 20) от нагрузки показал стабилизирующее влияние

30 40 50

Нагрузка, Н

30 40 50 Нагрузка, Н

б г

Рис. 20. Интенсивность изнашивания /,. и коэффициент трения / в зависимости от нагрузки матрицы и образцов КМ: при введении шунгитового наполнителя на А1-гранулах (а, б); при введении шунгитового наполнителя на А1-гранула\ с добавками П порошка (в,г). Номера образцов соответствуют габл.7

О 20 30 40 50 60

Нагрузка, Н

20 30 40 50 50

Нагрузка, Н

модифицированных шунгитовых наполнителей на процесс трения, причем оно проявляется в большей степени для наполнителя партии I, который характеризуются повышенным содержанием углерода: коэффициент трения по сравнению с матричным сплавом АТ2Мг (60 вес.%) +А1 (40 вес.%) во всем диапазоне нагрузок в среднем уменьшен на 10-20%, интенсивность изнашивания уменьшена на 35-40%, диапазон трибонагружения расширен до 60 Н. При этом разброс значений коэффициентов трения минимален, что позволяет говорить о стабилизирующем воздействии добавок модифицированных шунгитовых пород на процесс трения. Вероятно, шунгитовые наполнители также выполняют роль и сухой смазки, что особенно заметно при возрастании нагрузки.

Таким образом, использование наномодифицированных шунгитовых пород в качестве наполнителей в алюмоматричных КМ представляет практический интерес. Результаты экспериментов подтверждают, высказанные ранее теоретические предпосылки, что межфазная энергия подложка (структурные составляющие шунгита) - расплав, уменьшается с размерами частиц и в системе улучшается смачиваемость. Очевидно (показано на примере модифицированной партии шунгитов № 1), что для увеличения эффективности применения шунгитовых наполнителей необходимо их модифицирование с целью увеличения количества наноразмерных углеродосодержащих составляющих в порошке.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Разработаны и реализованы принципиально новые методы синтеза КМ. Разработаны технологические основы процессов получения литых композиционных дисперсно-наполненных материалов с матрицами из легких сплавов и полуфабрикатов из них, в том числе высокоармированных.

2. Разработаны новые дисперсно наполненные композиционные материалы на базе сплавов алюминия с повышенными прочностью и износостойкостью за счет методов изготовления КМ, обеспечивающих: армирование матричных сплавов плохо смачиваемыми наполнителями посредством применения новых композиционных лигатур; наноструктурирование матрицы при введении в расплавы ех-Бки наноразмерных тугоплавких наполнителей на носителях; упрочнение фазами, синтезируемыми в процессах ш-Бки.

3. Выявлены особенности кристаллизации расплавов, содержащих реакционно активные добавки. Показано, что в качестве упрочняющей фазы в КМ с матрицами на основе алюминия наряду со специально вводимыми ех-Б^и частицами твёрдых, тугоплавких материалов (карбидов, оксидов) могут быть использованы интерметаллидные фазы, образующиеся в результате межфазных реакций.

4. На основе теоретического анализа и экспериментальных данных обоснованы размеры и концентрации наноразмерных добавок в КМ.

Разработаны технологические варианты изготовления литых дисперсно наполненных КМ на базе легких сплавов, способы введения в матричные сплавы наноразмерных модификаторов структуры, режимы совмещения компонентов КМ. Получены и исследованы КМ на основе алюминия с титаном и никелем в качестве легирующих элементов, образующих in-situ армирующие фазы, и наноразмерными нуклеантами: частицами синтетического алмаза (С) крупностью 50 и 150 нм; частицами карбида кремния (SiC) размером 17 и 40 нм; порошками оксида алюминия (А1:03) и вольфрама (W) размером 50 нм; порошками карбонитрида титана (TiCN) и вольфрам-углеродной композиции (W-C) размером 30 нм; порошками наноструктурированной шунгитовой породы, содержащей углерод в форме гиперфуллереновых структур, наноразмерными волоконами и частицами SiC и наноразмерными частицами FeSix. Определено влияние модифицирующих наноразмерных добавок на процессы кристаллизации и трансформационного упрочнения КМ. Показано, что по модифицирующему влиянию на структуру КМ (размер зерен а-А1, размер и количество интерметаллидных фаз, дисперсность эвтектики) наноразмерные тугоплавкие добавки располагаются в порядке возрастания в следующий ряд: синтетические алмазы, SiC, АЬОт, W. W-C, TiCN. что согласуется с возрастающей в них долей металлической связи.

5. Показано, что использование наномодифицированных шунгитовых пород в качестве наполнителей в алюмоматричных КМ представляет практический интерес: уменьшаются коэффициенты трения и интенсивность изнашивания. Для увеличения эффективности применения шунгитовых наполнителей необходимо их модифицирование с целью увеличения количества наноразмерных углеродосодержащих составляющих.

6. С целью разработки композиционных лигатур на базе трудно смачиваемых наполнителей (НК SiC) исследована термическая стабильность металлических покрытий, нанесенных методом термического разложения карбонилов Fe и Сг. Определена энергия активации адгезии металлов к керамическим подложкам, ее значения равны: 175 кДж/моль и 198 кДж/моль для Сг и Fe покрытий на НК SiC соответственно. С этой же целью проведены эксперименты по иммерсионному смачиванию волокон SiC расплавами алюминия при легировании поверхностноактивными элементами. Получены следующие значения энергии активации: 358, 342 и 322 кДж/моль для алюминия и сплавов Al - 4 вес.% Mg, Al- 2,5 вес.% Bi, соответственно.

7. Разработаны композиции новых составов на базе промышленных сплавов АК12, АК12М2МгН, армированных дискретными частицами SiC. TiC и интерметаллидными фазами в присутствии наноразмерных добавок. Проведена апробация КМ с полиармированием в узлах трения электрических центробежных насосов предприятия изготовителя ПК Борец (Центр разработки нефтедобывающего оборудования).

расширен диапазон трибонагружения. Технология получения новых КМ легко адаптируется к условиям серийного литейного производства, материалы допускают обработку давлением и механическую обработку.

Основное содержание диссертации отражено в работах: Рецензируемые научные журналы, рекомендованные ВАК РФ:

1. Калашников, И.Е. Получение порошков, армированных дискретными частицами и нитевидными кристаллами карбида кремния / И.Е. Калашников, В.Н. Мещеряков, Т.А. Чернышова, Т.В. Корж // Физика и химия обработки материалов. - 1992. - №3. - С. 126-130.

2. Чернышова, Т.А. Трибологические характеристики алюмоматричных композиционных материалов, упрочненных наноразмерными наполнителями / Т.А. Чернышова, Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова, И.Е. Калашников // Трение и износ. - 2005. - т.26. - №4. - С. 446-450.

3. Чернышова, Т.А. Получение алюмоматричных композиционных материалов с наноразмерными модификаторами методами жидкофазного совмещения / Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, Л.К. Болотова, Л.И. Кобелева // Физика и химия обработки материалов. - 2006 - №1. - С. 85-90.

4. Чернышова, Т.А. Влияние тугоплавких наночастиц на модификацию структуры металломатричных композитов / Т.А. Чернышова, Л.К. Болотова, Л.И. Кобелева, И.Е. Калашников, П.А. Быков // Металлы. - 2007. - №3. - С. 7984.

5. Чернышова, Т.А. Композиционные материалы с матрицей из алюминиевых сплавов, упрочненных частицами, для пар трения скольжения / Т.А. Чернышова, Ю.А. Курганова, Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова, И.Е. Калашников, И.В. Катин, A.B. Панфилов, A.A. Панфилов // Конструкции из композиционных материалов. Межотраслевой научно-технический журнал. -2007.-вып.З,-С. 38-48.

6. Чернышова, Т.А. О модифицировании литых композиционных материалов тугоплавкими наноразмерными частицами. / Т.А. Чернышова, Л.И. Кобелева, И.Е. Калашников, Л.К Болотова // Металлы. - 2009. - №1. - С. 79-87.

7. Михеев, P.C. Разработка композиционных материалов системы Al-Ti-TiC. / P.C. Михеев, Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, Л.И. Кобелева // Физика и химия обработки материалов. - 2009. - №3. - С. 85-90.

8. Чернышова, Т.А. Исследование модифицирующего влияния добавок нанопорошков, полученных плазмохимическим синтезом, на структуру литых алюмоматричных КМ / Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, A.B. Самохин, Н.В. Алексеев, Л.К. Болотова, Л.И. Кобелева// Российские нанотехнологии. - 2009. -т.4. -№7-8. -С. 149-154.

9. Калашников, И.Е. Изготовление высокоармированного алюмоматричного композиционного материала / И.Е. Калашников, Л.К. Болотова, Л.И. Кобелева, И.В. Катин, Т.А. Чернышова // Физика и химия обработки материалов. - 2009. - №6. - С. 48-54.

10. Калашников, И.Е. Структура литых алюмоматричных композиционных материалов, армированных интерметаллидными фазами и наноразмерными тугоплавкими порошками / И.Е. Калашников, Л.К. Болотова, Т.А. Чернышова //' Цветные металлы. - 2010. - №9. - С. 67-71.

11. Чернышова, Т.А. Трибологические свойства литых алюмоматричных композитов, модифицированных нанопорошками / Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, Л.К. Болотова // Металлургия машиностроения. - 2010. - №2. - С. 17-22.

12. Калашников, И.Е. Композиционные материалы с наполнителями из шунгитовых пород / И.Е. Калашников, В.В. Ковалевский, Т.А. Чернышова. Л.К. Болотова// Металлы. - 2010. - №6. - С. 85-95.

13. Чернышова, Т.А. Разработка и апробация композиционных материалов систем Al-SiC, Al-TiC в узлах трения нефтедобывающего оборудования / Т.А. Чернышова. P.C. Михеев, И.Е. Калашников, И.В. Акимов. Е.И. Харламов // Физика и химия обработки материалов. - 2010. - №5. - С. 7886.

14. Быков, П.А. Влияние дисперсных наполнителей на изнашивание алюмоматричных композиционных материалов / П.А. Быков, Л.И. Кобелева. И.Е. Калашников, Т.А. Чернышова // Материаловедение. - 2011. - №3. - С. 2733.

15. Подымова, И.Б. Измерение упругих модулей дисперсно наполненных композиционных материалов лазерным оптико-акустическим методом / Н.Б. Подымова, A.A. Карабутов, C.B. Павлин. И.Е. Калашников. Л.К. Болотова. Т.А. Чернышова, Л.И. Кобелева, В.Ф. Кулибаба // Физика и химия обработки материалов. - 2011. - №2. - С. 78-87.

16. Чернышова, Т.А. Трибологические характеристики литых алюмоматричных композиционных материалов. модифицированных наноразмерными тугоплавкими порошками / Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, Л.К. Болотова // Российские нанотехнологии. - 2011. - Т. 6. - № 12. - С. 135-142.

17. Чернышова, Т.А. Наноструктурирование алюмоматричных композиционных материалов, изготавливаемых реакционным литьём / Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, А.Т. Волочко, С.А. Астапчик // Ученые записки ЗабГГПУ. - 2011. - №3. - С. 174-177.

18. Калашников, И.Е. Исследование структуры и свойств алюмоматричных композиционных материалов. модифицированных наноразмерными частицами / И.Е. Калашников //Заготовительные производства в машиностроении. - 2011. - № 8. - С. 27-36.

Патенты и авторские свидетельства:

19. A.c. 1692742 (СССР). Способ получения композиционного порошка/ В.И. Мещеряков, Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, A.B. Николаев, М.В. Самойленко, М.В. Фисенков, - Заявлено 14. 07.1989. - Опубл. 23.11.91. - Бюл. № 43.

20. Патент №2318029 РФ. Способ рафинирования алюминиевых сплавов / A.B. Панфилов, Д.Н. Бранчуков, A.A. Панфилов, Ал.А. Панфилов, A.B. Петрунин, Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова, - Заявлено 28.06.2006. - Опубл. 27.02.2008. - Бюл. № 6.

21. Патент №2323991 РФ. Литой композиционный материал на основе алюминиевого сплава и способ его получения / A.B. Панфилов, Д.Н. Бранчуков, A.A. Панфилов, Ал.А. Панфилов, A.B. Петрунин, Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова, - Заявлено 22.09.2006. - Опубл. 10.05.2008. - Бюл. № 13.

22. Патент № 2356968 РФ. Способ получения литого высокоармированного алюмоматричного композиционного материала / И.Е. Калашников, Т.А. Чернышова, И.В. Катин, Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова, -Заявлено 18.10.2007. - Опубл. 27.05.2009. - Бюл. № 15.

Научные издания и журналы, не входящие в перечень ВАК РФ:

23. Калашников, И.Е. Получение КМ механическим замешиванием дискретного наполнителя в расплав / И.Е. Калашников, Т.А. Чернышова, В.Н. Мещеряков, Т.В. Корж, С.М. Савватеева // Сборник «Технология», серия «Конструкции из композиционных материалов». - 1993. - вып. 2. - С. 17-22.

24. Болотова, Л.К. О методах исследования в композиции «металлическая матрица - частицы или НК SiC. / Л.К. Болотова, И.Е. Калашников, Т.В. Корж, Т.А. Чернышова // Адгезия расплавов и пайка материалов. - 1994. - №31. - С. 69-73.

25. Chernyshova, Т.А. Fabrication, structure and properties of aluminium matrix composites reinforced by the SiC-particles /Т.А. Chernyshova, L.I. Kobeleva, T.V. Korsz, I.E. Kalashnikov // Сб. трудов «High temperature capillarity», Institute of Inorganic Chemistry Slovak Academy of Sciences. - Bratislava. - 1995. - P. 286293.

26. Chernyshova, T.A Effect of Refractory Nanoparticles on the Structural Modification of Metal - Matrix Composites / T.A Chernyshova, L.K. Bolotova, L.l. Kobeleva, I.E. Kalashnikov, P.A. Bykov // Russian Metallyrgy (Metally). Ed. O.A.Bannykh, МАИК "HayKa/lnterperiodika". - 2007. - №3, - P. 236-341.

27. Артюков, И.А. Использование метода компьютерной рентгеновской микротомографии для исследования алюмоматричных композиционных материалов / И.А. Артюков, К.Е. Городничев, Е.Е. Ашкинази, В.Г. Ральченко, Т.А. Чернышова, Л.И. Кобелева, И.Е. Калашников // Сб. научных трудов. - Т.9. - М.: МИФИ. - 2008. - С. 55 -56.

28. Чернышова Т.А. Новые алюмоматричные композиционные материалы триботехнического назначения: принципы создания и перспективы / Т.А. Чернышова, Л.И. Кобелева, И.Е. Калашников, Л.К. Болотова // Институт металлургии и материаловедения им. A.A. Байкова РАН - 70 лет. - Сб. научных трудов под ред. академика К.А. Солнцева. - М.: Интерконтакт Наука. - 2008. -С. 385-404.

29. Чернышова, Т.А. Алюмоматричные композиционные материалы с наноразмерными модификаторами: структура и трибологические свойства /

Т.А. Чернышова, В.Г. Ральченко, Е.Е. Ашкинази, Л.И. Кобелева. И.Е. Калашников, Л.К. Болотова, С.В. Уваров // Труды Всероссийских и международных н.-т. конф. (Реутов -Москва 2004 - 2008), изд. МГТУ им. Н.Э.Баумана. - 2008. - С. 327-329.

30. Chernyshova, Т.A. Modification of cast aluminum-matrix composite materials by refractory nanoparticles / T.A. Chernyshova. L.I. Kobeleva, I.E. Kalashnikov, L.K. Bolotova // Russian Metallyrgy (Metally). - 2009. - №1. - P. 7177.

31. Chernyshova. T. A. A study of the modifying influence of nanoparticle additives produced by plasma-chemical synthesis on the structure of cast aluminum matrix composite materials / T. A. Chernyshova, 1. E. Kalashnikov, A. V. Samokhin, N.V. Alekseev, L.K. Bolotova, and L.l. Kobeleva // Nanotechnologies in Russia. -2009. - V.4. - № 7-8. - P. 518-524.

32. Chernyshova, T.A. Cast aluluminum-matrix composite materials with refractory nanoparticles / T.A. Chernyshova, L.I. Kobeleva. I.E. Kalashnikov. L.K. Bolotova // Rare Metals. - Vol.28, - Spec.Issue. - 2009. - P. 179-183.

33. Чернышова, T.A. Литые алюмоматричные KM, модифицированные наноразмерными тугоплавкими порошками, и их трибологические свойства /' Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, Л.К. Болотова // 3-е российское научно-техническое совещание "Взаимодействие науки и литейно-металлургического производства". - Самара, 12 февраля 2010. Эл. Сборник трудов. - С. 98-105.

34. Kalashnikov, I.E. Aluminum matrix composite materials with shungite rock fillers / I.E. Kalashnikov, V.V. Kovalevski. T.A. Chernyshova. L.K. Bolotova // Russian Metallurgy (Metally). - 2010. - №11. - P. 1063-1071.

35. Kalashnikov, 1. E. Tribological characteristics of cast aluminum_matrix composites modified by nanosized refractory powders / I. E. Kalashnikov. L.K. Bolotova, T.A. Chernyshova // Nanotechnologies in Russia. - 2011. - Vol.6. - № 1 -2. -P. 144-153.

36. Chernyshova, T.A. Development and testing of Al-SiC and Al-TiC composite materials for application in friction units of oil_production equipment / T.A. Chernyshova, R.S. Mikheev, I.E. Kalashnikov, I.V. Akimov. E.I. Kharlamov // Inorganic Materials: Applied Research. - 201!. - Vol. 2. - № 3. - P. 282-289.

37. Калашников, И.Е. Синтез и свойства металломатричных композиционных материалов, содержащих шунгиты с фуллереноподобной структурой / И.Е. Калашников, В.В. Ковалевский, Т.А. Чернышова, Л.К. Болотова // Фуллерены и наноструктуры в конденсированных средах. Сборник научных статей (ISBN 978-985-476-917-2). - Минск. "Издательский центр БГУ". - 2011. - С. 295-308.

Материалы конференций и симпозиумов:

38. Калашников, И.Е. Установка для получения композиционных порошков, армированных дискретным керамическим наполнителем / Калашников И.Е. // Тез. докладов ХХ-ой научн.-тех. конф. «Физика и механика композиционных материалов». - Гомель. - 1991. - С. 70.

39. Калашников, И.Е. Получение композиционного материала механическим замешиванием дискретного наполнителя в расплав / И.Е. Калашников, Т.А. Чернышова, В.Н. Мещеряков // Тез. докладов VIl-ой научи.-техн. конф. «Проблемы создания конструкций из композиционных материалов и их внедрения в специальные отрасли промышленности». - Миасс. - 1992. - С. 57-58.

40. Калашников, И.Е. Исследование стабильности металлических покрытий на карбидокремниевом наполнителе / И.Е. Калашников, С.М. Саватеева, A.A. Уэльский // Тез. докладов XXI-ой научн.-техн. конф. «Физика и механика композиционных материалов». - Гомель. - 1993. - С. 50.

41. Kalashnikov, I.E. Higt-speed cooling prodaction of microcristallic composite powders / I.E. Kalashnikov, V.N. Mescheryakov, T.A. Chernyshova. T.V. Korsz // Abstracts of the Second Sino-Russia symposium «Actual problems of contemporary materials science». - China. - Xi An. - 1993. - P. 68.

42. Chernyshova, T.A. Fabrication, structure and properties of aluminium matrix composites reinforced by the SiC-particles /Т.А. Chernyshova, L.I. Kobeleva, T.V. Korsz, I.E. Kalashnikov // Abstracts of the first International Conference «High temperature capillarity». - Bratislava - 1994 - P. 18-19.

43. Чернышова T.A. Трибологические характеристики алюмоматричных KM, упрочненных наноразмерными наполнителями / T.A. Чернышова, T.B. Лемешева, Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова, И.Е. Калашников // Международная конференция «Нанотехнологии и их влияние на трение, износ и усталость в машинах», 14-15.12.2004. - Москва. - ИМАШ. - CD-ROM. - 2004. - С. 1-7.

44. Чернышова, Т.А. Разработка и исследование алюмоматричных композиционных материалов с использованием наноразмерных наполнителей / Т.А. Чернышова, Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова, И.Е. Калашников // Межд.симпозиум «Образование через науку». - Россия. - Москва. - МГТУ им. Н.Э. Баумана. - 2005. - С. 278.

45. Ральченко, В.Г. Алюмоматричные композиционные материалы с наноразмерными модификаторами / В.Г. Ральченко, Е.Е. Ашкинази, Т.А. Чернышова, Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова, И.Е. Калашников, C.B. Уваров // Сборник докладов научн.-техн. конф. «Аэрокосмические технологии», г.Реутов, ФГУН "НПО машиностроения". - МГТУ им.Н.Э.Баумана. - 2005. - С. 225-227.

46. Чернышова, Т.А. Алюмоматричные композиционные материалы для узлов трения промышленного оборудования и транспорта / Т.А. Чернышова, Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова, И.Е. Калашников, И.В. Катин, П.А. Быков, A.B. Панфилов, A.A. Панфилов // Сб. трудов Межд. научн.-техн. конф. «Актуальные проблемы трибологии». - Самара, изд-во "Машиностроение". - Т.1. — 2007. - С. 479-491

47. Калашников, И.Е. Получение объемных наноструктурированных композиционных материалов триботехнического назначения / И.Е. Калашников, Т.А. Чернышова, Л.К. Болотова, Л.И. Кобелева // Сборник матер, республиканской научн.-техн. конф. «Получение нанокомпозитов, их структура и свойства». - Ташкент. - 2007. - С. 74-75.

48. Калашников, И.Е. Модифицирование композиционных материалов добавками наноразмерных упрочнителей / И.Е. Калашников. Т.А. Чернышова. Л.К. Болотова, Л.И. Кобелева / Материалы 6-ой Всероссийской школы-конференции «Индустрия наносистем и материалы». - Воронеж. - Издательство "Научная книга". - 2007. - С. 107-108.

49. Чернышова, Т.А. Тугоплавкие наночастицы как модификаторы структуры композиционных материалов / Т.А. Чернышова. Л.К. Болотова. И.Е. Калашников, Л.И. Кобелева, П.А. Быков И Труды 5-й Московской Международной конференции «Теория и практика технологий производства изделий из композиционных материалов и новых металлических сплавов» (ТПКММ). - Москва. - М.: Знание. - 2008. - С. 692-698.

50. Чернышова, Т.А. Модификация структуры алюмоматричных композитов добавками тугоплавких наночастиц / Т.А. Чернышова. Л.К. Болотова, И.Е. Калашников, Л.И. Кобелева // Труды V Международной конф. «Материалы и покрытия в экстремальных условиях» (МЕЕ-2008). - Крым. -Жуковка. - 2008. - С. 36.

51. Калашников, И.Е. Кристаллизация алюмоматричных композиционных материалов с модифицирующими добавками наноразмерных частиц оксидной керамики / И.Е. Калашников, Т.А. Чернышова. Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова // Тез. докладов V Международной конференции «Кристаллизация для нанотехнологий, техники и механики». - Иваново. - 2008. - С. 40.

52. Чернышова, Т.А. Влияние тугоплавких наночастиц на структуру литых композиционных материалов / Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников. Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова // VII Межд. науч.-техн. конф. «Современные металлические материалы и технологии», Труды СММТ. - 2009. - С. 205-215.

53. Михеев, P.C. Дисперсно-упрочненные композиционные материалы системы Al-Ti-TiC / Михеев P.C., Калашников И.Е., Кобелева Л.И.. Чернышова Т.А. // 6-ая Международная конференция «Теория и практика технологии производства изделий из композиционных материалов и новых металлических сплавов» (ТПКММ). - 2009. - Москва. - С. 131-132.

54. Чернышова, Т.А. Наномодифицирование композиционных материалов, изготовленных в процессах in-situ / Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, Л.К. Болотова, Л.И. Кобелева // Сб. материалов в 3 книгах. Книга 1 V Межд. научн.-техн. конф. «Современные методы и технологии создания и обработки материалов». - Минск. - 2010. - С. 94-99.

55. Чернышова, Т.А. Композиционные материалы с наполнителями из природных и модифицированных шунгитов / Т.А. Чернышова, Л.К. Болотова, И.Е. Калашников, И.Е. Катин, Л.И. Кобелева // Тезисы докладов VI Межд. конф. «Материалы и покрытия в экстремальных условиях». - Украина. -Автономная республика Крым. - Большая Ялта. - 2010. - С. 223.

56. Калашников, И.Е. Влияние наноразмерных тугоплавких добавок на кристаллизацию алюмоматричных композиционных материалов, произведенных в процессе in-situ / И.Е. Калашников, Л.К. Болотова, Т.А. Чернышова // Тез. докладов VI Межд. научн. конф. «Кинетика и механизм

кристаллизации. Самоорганизация при фазообразовании». - Иваново. - 2010. -С. 182.

57. Чернышова, Т.А. Природные и модифицированные шунгиты как наполнители алюмоматричных композиционных материалов / Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, Л.К. Болотова, Л.И. Кобелева // Труды Международной науч.-техн. конф. «Нанотехнологии функциональных материалов (НФМ, 10)».—

Санкт-Петербург, издательство Политехнического университета. - 2010. -С. 159-160.

58. Чернышова, Т.А. Исследование структуры и свойств алюмоматричных композиционных материалов, модифицированных наноразмерными тугоплавкими порошками / Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, Л.К. Болотова // X Юбилейная Международная научная конференция «Химия твердого тела: наноматериалы, нанотехнологии». -Ставрополь. - 2010. - С. 37.

59. Чернышова. Т.А. Опыт наноструктурирования дисперсно упрочненных металломатричных композиционных материалов / Т.А. Чернышова. И.Е. Калашников, P.C. Михеев, Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова, К.О. Байкалов /У Тезисы 11-ой Международной научн. конф. «Наноструктурные материалы — 2010: Беларусь — Россия - Украина». -Украина. - Киев. - 2010. - С. 292.

60. Калашников, И.Е. Исследование и применение алюмоматричных композиционных материалов в узлах трения нефтедобывающего оборудования / И.Е. Калашников, P.C. Михеев, И.В. Акимов, Е.И. Харламов // Десятая Международная науч.-практ. конф. «Исследование, разработка и применение высоких технологий в промышленности». - Россия. - Санкт-Петербург. - 2010. -С. 267-268.

61. Калашников, И.Е. Применение лазерного оптико-акустического метода для определения упругих модулей металломатричных композиционных материалов, модифицированных тугоплавкими наночастицами / И.Е. Калашников, Л.К. Болотова, Т.А. Чернышова, Н.Б. Подымова, C.B. Павлин, A.A. Карабутов // Труды Международной научно-технической конференции "Современные металлические материалы и технологии (СММТ 2011)", изд-во Политехнического университета (ISBN 978-5-7422-3084-7). - Санкт-Петербург. -2011. - С. 445-447.

Подписано к печати 24.08.2011 Формат 60x84/16 Усл.-псч. л. 2.8 Тираж 100 экз. Заказ № 677

Отпечатано в ООО «СпецПринг»

109469, Москва, ул. Братяславская. д. 34, хорп. 2

i M

2011159456

Оглавление автор диссертации — доктора технических наук Калашников, Игорь Евгеньевич

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. СИНТЕЗ ДИСПЕРНО АРМИРОВАННЫХ

КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ.

1.1 Методы порошковой металлургии.

1.2. Жидкофазные методы производства КМ.

Глава 2. ПРИНЦИПЫ ВБ1БОРА И МЕТОДЫ СИНТЕЗА УПРОЧНЯЮЩИХ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ ФАЗ В

АЛЮМОМАТРИЧНЫХ КМ.

2.1. Принципы выбора добавок, обеспечивающих формирование интерметаллидных упрочняющих фаз.

2.2. Синтез in-situ КМ с интерметаллидным.упрочнением.

Глава 3. ОСОБЕННОСТИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ В ПРИСУТСТВИИ

НАНОРАЗМЕРНЫХ ФАЗ.

3.1. Термодинамика и механизмы образования новой фазы.

3.2. Рост и модификация зёрен.

3.3. Факторы, снижающие эффективность модификаторов.

3.4. Методы модифицирования КМ.

Глава4. ИСХОДНЫЕ МАТЕРИАЛЫ И ИХ ПРЕДВАРИТЕЛЬНАЯ

ОБРАБОТКА. МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ КМ.

4.1. Исходные материалы.

4.1.1. Матричные сплавы.

4.1.2. Армирующие наполнители.

4.1.3. Реакционно-активные добавки.

4.1.4. Наноразмерные модификаторы (нуклеанты):.

4.2. Предварительная обработка карбидокремниевого наполнителя и матричных расплавов.

4.2.1. Обработка алюминиевых сплавов.

4.2.2. Модифицирование карбидокремниевого наполнителя и легирование матричного расплава.

4.3. Фракционный анализ.

4.4. Смешивание исходных компонентов.

4.5. Методы исследования структуры и свойств.

4.5.1. Световая микроскопия.

4.5.2. Электронная микроскопия и рентгеноструктурный анализ.1474.5.3. Механические испытания.

4.5.4. Определение пористости литых композиционных материалов.

4.5.5. Определение объемного содержания армирующего наполнителя.

4.5.6. Определение упругих модулей композиционных материалов.

4.5.7. Трибологические испытания.1

ГЛАВА 5. ИЗГОТОВЛЕНИЕ КОМПОЗИЦИОННЫХ

МАТЕРИАЛОВ.

5.1. Механическое замешивание.

5.1.1. Оборудование для реализации метода механического замешивания.

5.1.2. Технологические параметры механического замешивания.

5.1.3. Свойства КМ, полученных механическим замешиванием армирующего наполнителя в расплав.

5.2. Изготовление композиционных порошков, армированных дискретными частицами и нитевидными кристаллами карбида кремния.

5.2.1. Оборудование и технические параметры электроннолучевого центробежного распыления.

5.2.2. Изготовление электродов для центробежного диспергирования.

5.2.3. Получение композиционных порошков.

5.2.4. Фокусировка электронного луча.

5.2.5. Распыление композиционных электродов различного состава.

5.2.6. Размеры и форма продуктов распыления.

5.2.7. Кристаллизация продуктов распыления.

5.2.8. Фазовый состав и степень деградации армирующего наполнителя в продуктах распыления.

5.3. Изготовление высокоармированных алюмоматричных композиционных материалов.

5.3.1. Основные способы получения высокоармированных КМ. 206 5.3.2 Разработка нового способа изготовления высокоармированных КМ.

5.3.3. Пример реализации способа изготовления КМ.

Глава 6. ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ И ТРИБОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ДИСПЕРНО НАПОЛНЕННЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ.

6.1. Определение износостойкости и коэффициентов трения.

6.2. Применение износостойких литых КМ системы Al-SiC в узлах трения.

6.3. Композиционные материалы систем Al-SiC и Al-TiC триботехнтческого назначения.

6.3.1 Результаты лабораторных испытаний.

6.3.2. Результаты стендовых испытаний.

6.4. Полиармированные композиционные материалы систем A1 -Ti -SiC, Al-Ti-TiC.

6.4.1. Композиционные материалы системы Al-Ti -SiC.

6.4.2. Композиционные материалы системы A1 -Ti -TiC.

ГЛАВА 7. СИНТЕЗ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

В ПРИСУТСТВИИ НАНОРАЗМЕРНЫХ МОДИФИКАТОРОВ.

7.1. Вывод связи размера зёрен сплава, размера частиц нуклеанта и его концентрации.

7.2. Влияние тугоплавких наночастиц синтетических алмазов и карбида кремния на модификацию структуры аллюмоматричных

7.2.1. Трибологические свойства КМ с наноразмерными добавками синтетических алмазов и карбида кремния.

7.2.2. Измерение упругих модулей КМ с наноразмерными добавками синтетических алмазов лазерным оптико-акустическим методом.

7.3. КМ, содержащие частицы ТлС, реакционно активные добавки Бе, Мо в виде покрытий на частицах НС и тугоплавкие модификаторы наноалмазы.

7.4. Исследование модифицирующего влияния добавок нанопорошков А120з, ТЮ^, \¥-С, полученных плазмохимическим синтезом, на структуру литых алюмоматричных КМ.

7.4.1. Трибологические характеристики литых алюмоматричных КМ, модифицированных наноразмерными тугоплавкими порошками А^Оз, ТлСН. полученных плазмохимическим синтезом.

7.5. Полиармированные КМ с интерметаллидным упрочнением в присутствии наноразмерных модификаторов.

7.5.1. Апробация КМ в узлах трения электрических центробежных насосов.

7.6. Синтез КМ с фуллероидными природными модификаторами из шунгитовых пород.

ВЫВОДЫ.

Введение 2011 год, диссертация по металлургии, Калашников, Игорь Евгеньевич

Актуальность проблемы. Развитие современной техники требует качественного улучшения технических характеристик, которое может быть обеспечено только при условии создания и комплексного использования принципиально новых конструкционных материалов. Условия эксплуатации выдвигают крайне жесткие требования к новым материалам, главными из которых являются обеспечение максимальной прочности и жесткости конструкций при минимальных весовых характеристиках, максимальной ударной вязкости в широком диапазоне температур (отрицательных и положительных), высоких износостойкости и несущей способности, трибологических свойств, высокой усталостной прочности, надежности и длительного ресурса при воздействии значительных нагрузок и-термоциклирования. Важное значение на современном этапе приобретает повышение конкурентных преимуществ изделий при* внедрении новых материалов за счет замены традиционных материалов на основе дорогостоящих цветных металлов (Си, Sn и др.). Этим требованиям удовлетворяют металломатричные дисперсно наполненные композиционные1 материалы (КМ), целенаправленное регулирование * состава и методов изготовления которых позволяет выйти на принципиально новый уровень эксплуатационных свойств и низкой себестоимости.

А1-А1203, А1-В4С, Mg-B4C, М§-В, ТУ^-С, Mg-SiC в различных изделиях современной техники, в том числе в механизмах наземного, воздушного и морского транспорта, включая звенья гусениц, колеса, зубчатые передачи, поршни и поршневые кольца, тормозные устройства (барабаны, колодки), шатуны, соединительные тяги, облицовка блока цилиндров, клапана и головки цилиндров, приводные валы, вкладыши и полувкладыши подшипников скольжения, обоймы шарикоподшипников. Замена монолитных традиционных материалов на КМ позволяет повысить надежность и весовую эффективность конструкций. КМ на базе легких сплавов, армированных частицами, благодаря их высоким антифрикционным характеристикам в сочетании с высокими износостойкостью, несущей способностью, демпфирующими свойствами, малым удельным весом, высокими температурами эксплуатации (до 0,8-0,9 от температуры плавления матриц) являются весьма перспективными материалами для пар трения судовых конструкций, вертолетов, нефтедобывающего оборудования, прокатных станов, текстильных станков. При высокой объемной доле армирующих частиц КМ систем А1-81С, А1-А12Оз, А1-Т4С, А1-В4С, Mg-B4C, М§-8Ю обнаруживают высокую контактную прочность, благодаря которой из них могут быть изготовлены опорные элементы грузовых рольгангов, подложки зеркал систем наведения, детали гидроаппаратов. В последние годы значительно возрос интерес к применению КМ в качестве износостойких антифрикционных или фрикционных покрытий. Такие покрытия наносят методами порошковой металлургии, дуговой, лазерной или электроннолучевой наплавки, плазменного напыления в сочетании с прессованием, прокаткой.

Однако, несмотря на высокие физико-механические показатели КМ, создающие им вполне самостоятельную нишу, в рамках которой они не имеют конкурентов среди известных конструкционных материалов, их применение до сих пор не вышло из стадии полупромышленного опробования, что связано в первую очередь с недостаточной проработкой технологии изготовления КМ, а также сложностью контроля уровня взаимодействия компонентов, определяющего стабильность физико-механических характеристик КМ, и высокой стоимостью большинства армирующих наполнителей. Новые КМ требуют также новых конструкторских решений, позволяющих в полной мере реализовать их преимущества перед традиционными материалами. С увеличением объемов производства и появлением новых, более дешевых, видов наполнителей и вариантов технологий изготовления КМ, их стоимость снижается, расширяется номенклатура изделий из КМ, возрастает интерес к этим материалам. По прогнозам западных специалистов ко второму десятилетию XXI века ожидается рост рынка дисперсно наполненных металломатричных КМ до 40% в год.'

Существует значительный резерв в дальнейшем совершенствовании свойств дисперсно наполненных КМ за счет развития нанотехнологий и реализации принципов трансформационного упрочнения, особенно^ эффективных для гетерофазных систем, к которым относятся-КМ: разработке методов введения в металлическую матрицу армирующих компонентов различной природы, объемного содержания и размера, в том числе механоактивированных, а также модифицирующих нанофаз; создания гибридных КМ за счет полиармирования, функционального армирования, изготовления наноструктурированных покрытий; регулирования состава матричных сплавов и применения сверхбыстрой закалки с целью получения аморфного состояния и формирования субмикрокристаллических структур при последующих термообработках; применения методов термомеханической обработки.

Эти подходы актуальны и при разработке из КМ узлов трения машин и механизмов, поскольку позволяют сформировать на рабочих поверхностях трибосопряжений переходные слои, обеспечивающие режим безызносного трения, увеличить контактную прочность, минимизировать габаритные размеры и удельные массовые характеристики узлов трения, увеличить КПД различных передач в машинах и механизмах, повысить допустимую температуру работы тормозных устройств и муфт, снизить расход топлива в двигателях, уменьшить объем продуктов изнашивания и вредных выбросов, снизить вредные уровни вибрации и шума, вызываемые трением.

Эффективным способом дальнейшего повышения служебных свойств КМ - высокотемпературной прочности, жесткости, несущей способности, износостойкости, а также снижения стоимости и повышения технологичности КМ, может стать осуществление синтеза армирующих компонентов непосредственно в процессах изготовления КМ. Такое упрочнение КМ является результатом химических реакций между матрицей и добавками реакционно активных металлов или химических соединений, обеспечивающих образование т-зШ! (по месту) тугоплавких высокопрочных оксидных, нитридных, карбидных или интерметалидных армирующих фаз. Для реализации этих идей наиболее предпочтительными представляются литейные процессы получения КМ, так как в жидкофазных процессах химические реакции т-эки формируют в матрице равновесные армирующие фазы, термодинамически стабильные, не имеющие загрязнений на поверхности, с лучшими межфазными свойствами (смачиваемостью). Процесс синтезирования новых фаз в случае жидкофазного совмещения матричных сплавов с реакционно активными добавками получил название "реакционного литья". В присутствии фаз, образованных т-эки, и/или дополнительно вводимых в матрицу наноразменых тугоплавких модификаторов могут быть обнаружены принципиально новые эффекты объемного наноструктурирования КМ. Контролируя параметры процесса, вид, объемную долю и порядок введения тугоплавких наномодификаторов, молено влиять на размеры новых синтезированных фаз, структуру матрицы, качество связи по поверхностям раздела наполнитель/матрица и таким образом на физико-механические свойства КМ. Дисперсность и распределение синтезированных в расплаве фаз зависит от агрегатного состояния, фракционного состава вводимых добавок, термических эффектов взаимодействия с расплавом, режимов литья.

Дополнительное упрочнение литых КМ может быть достигнуто при сочетании методов ех-БНи и т-эки, т.е. при полиармировании высокопрочными наполнителями микронного размера и наноразмерными добавками, а также под действием внешних сил (механоактивации вводимых в матричный расплав добавок, ультразвуковой обработки, центробежного литья, оплавления поверхности лучом лазера, электрической дугой, пластической деформации, термической и термомеханической обработки и пр.).

Постановка «цели и задач работы

Цель исследования Разработка эффективных технологий жидкофазного совмещения компонентов металломатричных дисперсно наполненных композиционных материалов. Создание новых дисперсно наполненных композиционных материалов на базе сплавов алюминия с повышенными триботехническими характеристиками за счет выбора составов и совершенствования методов изготовления-КМ, обеспечивающих упрочнение за счет новых термодинамически стабильных армирующих фаз, сохранения в матрице вводимых извне тугоплавких армирующих наполнителей, в том числе наноразмерных, модифицирования матрицы наноразмерными тугоплавкими добавками.

Для достижения указанной цели поставлены следующие основные задачи:

1. Разработать научно-технологические основы процессов получения литых композиционных дисперсно-наполненных материалов с матрицами из легких сплавов и полуфабрикатов из них, в том числе высокоармированных.

Научная новизна. Новизна работы состоит в реализации принципиально новых методов синтеза КМ, сочетающих методы армирования ех^Ш и т-^Ш, расширяющих возможности целенаправленного регулирования свойств КМ за счет: создания гибридных (полиармированных) структур, изменения уровня дисперсности и распределения компонентов КМ, уровня межфазных связей.

Показано, что тугоплавкие нанофазы, закрепление на носителе при механоактивации, и введеные ex-situ в расплав, выполняют роль нуклеантов при кристаллизации. Впервые, в качестве наноразмерных модификаторов литых алюмоматричных КМ опробованы шунгиты с фуллереноподобной структурой.

На основе оценки морфологических изменений покрытий из Сг и Fe на нитевидных кристаллах карбида кремния при различных режимах термообработки определена энергия активации адгезии этих металлов к подложке из НК SiC. Ее значения равны 175 кДж/моль и 198 кДж/моль для Сг и Fe соответственно. Показано, что покрытия из Сг и Fe на плохо смачивающихся НК SiC могут выполнять функции технологических при производстве композиционных порошков диспергированием-композиционного электрода.

Посредством технологических экспериментов изучено влияние легирования на контактное взаимодействие алюминиевых расплавов с карбидом кремния и величину адгезии между компонентами. Рассчитанные значения энергии активации адгезии составили 322, 342 и 358 кДж/моль для сплавов Al-Bi, Al-Mg и А1, соответственно.

Определено влияние модифицирующих наноразмерных добавок на процессы кристаллизации и трансформационного упрочнения КМ. Показано, что по модифицирующему влиянию на структуру КМ (размер зерен а-А1, размер и количество интерметаллидных фаз, дисперсность эвтектик) наноразмерные тугоплавкие добавки располагаются в порядке возрастания в следующий ряд: синтетические алмазы, SiC, А1203, W, W-C, TiGN, что согласуется с возрастающей долей металлической связи в наполнителях.

На основе исследований структуры поверхностных слоев после испытаний КМ на трение и износ; состава, формы дебриса, профиля изнашивания определены закономерности' трибологического поведения КМ ( новых составов при различных видах и параметрах нагружения (сухое трение скольжения в широком диапазоне скоростей и нагрузок). Показано, что формирование на поверхности трения- промежуточного слоя в виде механической наноструктурированной смеси из материала КМ, контртела и их окислов обеспечивает расширение диапазона стабильных режимов трения, снижение коэффициентов трения и увеличение износостойкости.

Практическая значимость: Получены и исследованы КМ на основе алюминия с титаном и никелем в качестве легирующих элементов и наноразмерными нуклеантами: частицами синтетического алмаза (С), частицами карбида кремния (SiC), порошками оксида алюминия (А1203), вольфрама (W), порошками карбонитрида титана (TiCN) и вольфрам-углеродной композиции (W-C), порошками наноструктурированной шунгитовой породы, содержащей углерод в форме гиперфуллереновых структур.

Предложены антифрикционные композиции новых составов на базе промышленных сплавов АК12, АК12М2МгН, полиармированные дискретными частицами SiC, TiC и интерметаллидными фазами, модифицированные наноразмерными добавками, с более, высокими; триботехническими показателями по сравнению с традиционными антифрикционными сплавами типа ЛОМ 20-1, Бр05Ц5С5: увеличена» задиростойкость, снижена интенсивность, изнашивания,, повышены нагрузочная способность и стабильность процесса трения, расширен диапазон трибонагружения. При этом стоимость КМ; антифрикционного назначения ниже стоимости традиционных материалов на основе дорогостоящих цветных металлов (Си, и др.) по причине дешевизны дискретных микроразмерных наполнителей и . малого процентного

I ■ ' содержания модифицирующих наноразмерных добавок. Выигрыш в весовых характеристиках по сравнению с баббитами составляет не менее 2,5 раз. Технология получения новых КМ легко адаптируется к условиям серийного литейного производства; материалы/ допускают, обработку давлением: ш. механическую обработку, наплавку и сварку.

Выбраны технологические варианты, изготовления! литых дисперсно , наполненных КМ- на базе алюминиевых сплавов, способы введения в . матричные сплавы? наноразмерных модификаторов; структуры,. в том числе из шунгитовых пород, режимы совмещения компонентов КМ при; полиармировании:

Разработаны и запатентованы:; (1) способ получения полуфабрикатов^ КМ в виде композиционных порошков на«основе алюминиевых и титановых матриц электроннолучевым центробежным распылением; (2) способ получения высокоармированных КМ; (3) способ? рафинирования алюминиевых сплавов; (4) литой- КМ на основе алюминиевого сплава, I упрочненный интерметаллидными фазами и высокопрочными керамическими г микронными и наноразмерными частицами и способ его получения.

Проведенные исследования реализованы в рамках: Договора № 10/10 от 09 июня 2006 года между ИМЕТ РАН и Искра Индустрии КО.,ЛТД (Япония) «Исследование технологических возможностей получения высокоармированного дисперсно упрочненного композиционного материала А1-81С»; Договора №14/10 от 31 октября 2007 года между ИМЕТ РАН и ОАО "НИИ Стали" «Изготовление опытной партии образцов алюмоматричных композиционных материалов, модифицированных наноразмерными фазами»; Программы «Разработка и внедрение алюмоматричных композиционных материалов в узлах трения-скольжения техники лесохозяйственного назначения» между ИМЕТ РАН и «Центральным опытно-конструкторским бюро лесохозяйственного машиностроения» (ОАО «ЦОКБлесхозмаш»), 2009-2010 г.г.; Программы «Разработка и апробация новых алюмоматричных композиционных материалов в узлах трения» нефтедобывающего оборудования» между ИМЕТ РАН и "ПК. Борец" "Центр разработки нефтедобывающего оборудования"' (ЦРНО), 2008-2011г.г.

Работа выполнена в рамках Программы, фундаментальных научных исследований. Государственных Академий наук на 2002-2012г.г. (Распоряжение Правительства РФ от 27.02.2008г. № 233-р); Программы фундаментальных исследований Президиума РАН № 18 "Разработка методов получения химических веществ и создание новых материалов"; Программы фундаментальных исследований ОХНМ РАН № 02 "Разработка трансформационно упрочненных композиционных материалов на базе легких сплавов с наполнителями нового поколения"; ФЦП Министерства науки и образования РФ "Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития науки и техники" (НИОКР, тема №62), 2002-2004г.г.; а также по Проектам РФФИ № 05-03-32217-а "Исследование и разработка дисперсно упрочненных металломатричных композиционных материалов триботехнического назначения", 2005-2007г.г.; РФФИ 08-03-12024-офи

Разработка принципиально новых алюмоматричных композиционных материалов с наноразмерными наполнителями", 2008-2009 г.г.; РФФИ № 1008-90017 Бела. "Наноструктурирование алюмоматричных композиционных материалов, изготавливаемых реакционным литьем: теория и технология", 2010-2011г.г.; Научной школы НШ 2991.2008.3: "Физико-химия и технология взаимодействия термической плазмы с веществом с целью создания материалов с особыми свойствами" (2008-2009 г.г.), раздел: "Разработка теоретических основ объемного наноструктурирования металлических матричных сплавов и композиционных материалов, в том числе с использованием ех-БЙи наноструктурированных модификаторов, произведенных методом плазмохимического синтеза".

Достоверность результатов и выводов диссертации обеспечена использованием современных методов исследования. Интерпретация результатов исследований базируется на современных представлениях о межфазном взаимодействии, структуре и свойствах гетерофазных материалов, механизмах трения' и изнашивания. Теоретические- положения согласуются с экспериментальными данными, в том числе с результатам» исследований других авторов; и подтверждены успешной- реализацией разработанных методик и технологий в производстве деталей из КМ.

Вклад соискателя. Личное участие автора выразилось в постановке задач исследований, проведении экспериментов, получении основных научных результатов; разработке методов синтеза КМ при использовании различных наполнителей, композиционных лигатур и наноразмерных модификаторов структуры; анализе механизмов изнашивания и выборе составов КМ в соответствии с условиями трибонагружения; разработке научно обоснованных рекомендаций к использованию КМ в реальных узлах трения.

Публикации. По теме диссертации опубликована 61 печатная работа, в том числе 18 статей в журналах, рекомендованных ВАК РФ, получено 1 авторское свидетельство СССР и 3 патента РФ.

Апробация работы. Основные результаты работы доложены на 26 конференциях, симпозиумах и совещаниях, в том числе: ХХ-ой и ХХ1-ой научно-технической конференции «Физика и механика композиционных материалов», (Гомель, 1991, 1993), VII-ой научно-технической конференции «Проблемы создания конструкций из композиционных материалов и их внедрения в специальные отрасли промышленности», (Миасс, 1992), Second Sino-Russia symposium «Actual problems of contemporary materials science», (China, Xi An, 1993), First International Conference «High temperature capillarity», (Bratislava, 1994), Международной конференции «Нанотехнологии и их влияние на трение, износ и усталость в машинах», (Москва, 2004), Международном симпозиуме «Образование через науку», (Москва, 2005), Научно-технической конференции «Аэрокосмические технологии», (Реутов, 2005), Международной научно-технической конференции «Актуальные проблемы трибологии», (Самара 2007), Республиканской научно-технической конференции «Получение нанокомпозитов, их структура и свойства», (Ташкент, 2007), 6-ой Всероссийской школы-конференции «Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении (индустрия.наносистем и материалы)», (Воронеж, 2007), Научной сессии МИФИ «Теоретические проблемы физики», (Москва, 2008), 5-ой Московской Международной конференции «Теория и практика технологий производства изделий из композиционных материалов и новых металлических сплавов», (Москва, 2008), V-ой Международной конференции «Материалы и покрытия в экстремальных условиях», (Крым, Жуковка, 2008), V-ой Международной конференции «Кинетика и механизм кристаллизации. Кристаллизация для нанотехнологий, техники и механики», (Иваново, 2008), VII-ой

Международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии», (Санкт-Петербург, 2009), 6-ой Международной конференции «Теория и практика технологии производства изделий из композиционных материалов и новых металлических сплавов», (Москва, 2009), X Sino-Russian Symposium «New Materials end Technologies», (China, Jiaxing, 2009), 3-ем Российском научно-техническом совещании «Взаимодействие науки и литейно-металлургического производства», (Самара, 2010), V-ой Международной научно-технической, конференции «Современные методы и технологии создания и обработки материалов», (Минск, 2010), VI-ой Международной конференции «Материалы и покрытия в экстремальных условиях: Исследования, применение, экологически чистые технологии производства и утилизации изделий», (Крым, Ялта, 2010), П-ой Международной научной конференции «Наноструктурные материалы - 2010: Беларусь - Россия — Украина» (Украина, Киев, 2010), Международной научно-технической конференции «Нанотехнологии функциональных материалов» (Санкт-Петербург, 2010), VI-ой Международной научной конференции «Кинетика и механизм кристаллизации. Самоорганизация при фазообразовании», (Иваново, 2010), Х-ой Международной научной конференции «Химия твердого тела: наноматериалы, нанотехнологии», (Ставрополь, 2010), Х-ой Международной конференции «Исследование, разработка и применение высоких технологий в промышленности», (Санкт-Петербург, 2010).

Структура работы. Диссертация состоит из введения, 7 глав, общих выводов и списка литературы включающего 382 наименования. Диссертация изложена на 428 страницах текста, содержит 166 рисунков и 51 таблицу. Приложение составляет 23 страницы.

Заключение диссертация на тему "Развитие методов армирования и модифицирования структуры алюмоматричных композиционных материалов"

ВЫВОДЫ

2. Разработаны новые дисперсно наполненные композиционные материалы на базе сплавов алюминия с повышенными прочностью и износостойкостью за счет методов изготовления- КМ, обеспечивающих: армирование матричных сплавов плохо смачиваемыми наполнителями посредством применения новых композиционных лигатур; наноструктурирование матрицы при введении в расплавы, ex-situ наноразмерных тугоплавких наполнителей на носителях; упрочнение фазами, синтезируемыми.в процессах in-situ.,

3. Выявлены, особенности кристаллизации расплавов, содержащих реакционно, активные добавки. Показано; что в качестве упрочняющей фазы в КМ * с матрицами на основе алюминия-наряду со специально вводимыми ex-situ* частицами твёрдых, тугоплавких материалов (карбидов; оксидов) могут быть использованы интерметаллидные фазы, образующиеся; в результате межфазных реакций.

4. На основе теоретического- анализа, и- экспериментальных данных обоснованы размеры и. концентрации наноразмерных добавок в- КМ:

Разработаны технологические варианты изготовления литых дисперсно наполненных КМ на базе легких сплавов; способы введения в матричные сплавы наноразмерных модификаторов - структуры, режимы совмещения компонентов КМ. Получены и^ исследованы. КМ на основе алюминия с титаном и никелем в качестве легирующих элементов, образующих in-situ армирующие фазы, и наноразмерными нуклеантами: частицами синтетического алмаза (С) крупностью 50 и 150 нм; частицами карбида кремния (SiC) размером 17 и 40 нм; порошками оксида алюминия

А12Оз) и вольфрама (W) размером 50 нм; порошками карбонитрида титана (TiCN) и вольфрам-углеродной композиции (W-C) размером 30 нм; порошками наноструктурированной шунгитовой породы, содержащей углерод в форме гиперфуллереновых структур, наноразмерными волоконами и частицами SiC и наноразмерными частицами FeSix. Определено влияние модифицирующих наноразмерных добавок на процессы кристаллизации и трансформационного упрочнения КМ. Показано, что по i модифицирующему влиянию на структуру КМ (размер зерен а-А1, размер и количество интерметаллидных фаз, дисперсность эвтектики) наноразмерные тугоплавкие добавки располагаются в порядке возрастания в следующий ряд: синтетические алмазы, SiC, А1203, W, W-C, TiCN, что согласуется* с возрастающей в них долей металлической связи.

6. С целью разработки композиционных лигатур на базе трудно смачиваемых наполнителей (HKSiC) исследована термическая стабильность металлических покрытий, нанесенных методом, термического разложения карбонилов Fe и Сг. Определена энергия активации адгезии металлов к керамическим подложкам, ее значения равны: 175 кДж/моль и 198 кДж/моль для Сг и Fe покрытий на HKSiO соответственно. С этой же целью проведены эксперименты по иммерсионному смачиванию* волокон SiC расплавами алюминия при легировании поверхностноактивными элементами. Получены следующие значения энергии активации: 358, 342 и 322 кДж/моль для алюминия и сплавов Al - 4 вес.% Mg, Al- 2,5 вес.% Bi, соответственно.

7. Разработаны композиции новых составов на базе промышленных сплавов АК12, АК12М2МгН, армированных дискретными частицами БЮ, ТЮ и интерметаллидными фазами в присутствии наноразмерных добавок. Проведена апробация КМ с полиармированием в узлах трения электрических центробежных насосов предприятия изготовителя ПК Борец (Центр разработки нефтедобывающего оборудования).

8. Получены более высокие триботехнические показатели КМ по сравнению с традиционными антифрикционными сплавами типа АОМ 20-1, Бр05Ц5С5: увеличена задиростойкость, снижена интенсивность изнашивания, повышены нагрузочная способность и стабильность процесса трения, расширен диапазон трибонагружения. Технология получения новых КМ легко адаптируется к условиям серийного литейного производства, материалы допускают обработку давлением и механическую обработку.

Библиография Калашников, Игорь Евгеньевич, диссертация по теме Порошковая металлургия и композиционные материалы

1. Gupta, N. Solidification Processing of Metal-Matrix Composites / N. Gupta, K.G. Satyanarayana // The Rohatgi Symposium. JOM. 2006. - № 5. - P. 112-118. .

2. Devecha, A.P1 Silicon; carbide reinforced aluminum a formable composite / A.P. Devecha, S.G. Fishman, S.D. Karmarkar // JOM. - 1981. - № 9. -P. 12- 17. :

3. Kevorkijan, V.M. Aluminum composites for automotive applications: a global.perspective / V.M. Kevorkijan // JOM; 1999. - №11. - P. 54 - 58.

4. Maruyama, B. Discontinuously reinforced! aluminum: current5 status? and" future direction / B: Maruyama, W.H; Hunt II JOM; .- 1999:- Pi 59i

5. Шоршоров M.X. Волокнистые композиционные материалы с металлической/ матрицей / под ред. М.Х. Шоршорова. — М. : Машиностроение. 1981. - 272 с.

6. Tang, F. Solid' stateл sintering and consolidation of A1 powdërs and' Al matrix composites / F. Tang, I.E. Anderson, S.B. Biner // Journal of Light Metals. 2002. -V. 2. - № 4. - P: 201-214.

7. Tang, F. The microstructure-processing-property relationships in an A1 matrix composite system reinforced by Al-Cu-Fe alloy particles / Thesis D.Ph. -Iowa State University. Ames, Iowa. - 2004.

8. Allison, J.E. Metal-matrix composites in the automotive industry: Opportunities and Challenges / J.E. Allison, G.S. Cole // JOM. 1993. -V. 45. -№1. - P. 19-24.

9. Lloyd, D.J. Particle reinforced aluminum and magnesium matrix composites / DJ. Lloyd // International Materials Reviews. — 1994. V. 39. - №1. -P. 1' - 23.

10. Narula, C.K. Advanced materials for automobiles / C.K. Narula, J.E. Allison // Ghemtech. 1996. - V. 26-. - №1V. - P. 48 - 56.

11. Mortensen, A. Solidification processing of metal matrix composites / A. Mortensen., I. Jin //International-Materials-Reviews. 1992. -V. 37. - №3: - P.T01 - 128.

12. German, R.M. Sintering theory and practice / R.M. German // John Wiley and Sons publishing, Inc. 1996. - P. 326 - 360.

13. Lewandowski, J.J. Processing and-properties* for powder metallurgy composies / J J. Lewandowski, C. Liu, W.H. Hunt // The metallurgical Society of AIME. 1987.-P: 117-137.

14. Weber, M.D. Green strength of particle reinforced aluminum composites / M.D. Weber, S. Ankem // Proceedings of the 2nd International Conference on

15. Powder Metallurgy Aluminum and Light Alloys for Automotive Applications sponsored by the MPE in cooperation with APMI International. 2000. -• November 2-3. - P. 128 - 134.

16. Flumerfelt, J.F. Aluminum Powder Metallurgy Processing / Ph.D. Thesis. Iowa State University. - 1998.

17. Patent №5,368,657 US. / Anderson I.E., Lograsso B.K., Ellis T,W. -Ames Lab. Iowa State University. - 1994. - № 29.

18. Коротаева, З.А. Получение ультрадисперсных порошков механохимическим способом и их применение для модифицирования материалов. Автореферат дисс. канд. хим. наук. — Кемерово. 2008.

19. Torralba, J.M: Р/М aluminum matrix composites: an overview / J.M. Torralba, C.E. da Costa, F. Velasco // Journal of Materials Processing Technology. -2003.-№1.-P. 203 -206.

20. Gordo, E. Influence of milling parameters on the manufacturing of Fe-TiCN composite powders / E. Gordo, B: Gomez, E.M. Ruiz-Navas, J.M. Torralba // Journal of Materials Processing Technology. 2005. - №1. - P. 59 - 64.

21. Adamiak, M. Mechanical alloying for fabrication of aluminium matrix composite powders with Ti-Al intermetallics reinforcement / M. Adamiak // Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering. 2008. - V. 31. -№2.-P. 191 - 195.

22. Aikin, B.J.M. Modeling of particle size evolution during mechanical milling / B.J.M. Aikin, Т.Н. Cortney // Journal Metallurgical and Materials Transactions. 1993. - №24. - P. 2465 - 2471.

23. New methods of producing metal matrix composites including application of nano-materials and explosive treatment / V.A. Popov et. al. // (ICCE-8), Tenerife. 2001. - P. 749 - 750.

24. Mechanical alloying of metal matrix composites reinforced by quasicrystal / S.D. Kaloshkin et. al. // (ISMANAM-11). Sendai. - Japan. -2004.-P. 62.

25. Halil, A. Effect of mechanical alloying process on mechanical properties of (x-sí3n4 reinforced aluminum-based composite1 materials / A. Halil // Materials and Design. 2008. - V. 29. - №9. - P. 1856 - 1861.

26. Gil Sevillano, S J. barge Strain Work Hardening and Textures / S.J. Gil Sevillano, P. Van Houtte, E. Aernoudt // Prog. Mater. Sci. 1980. - №25. - P. 69 -412.

27. Сегал, B.M. Пластическая обработка металлов простым сдвигом / В.М. Сегал, В.И. Резников, А.Е. Дробышевский, В.И. Копылов // Известия АН СССР. Металлы. 1981'.-№1.-С. 115-123.

28. Валиев, Р.З. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией / Р.З. Валиев, И.В. Александров.// М.: Логос, -2000.

29. Валиев, Р.З. Объёмные наноструктурные материалы: методы получения, необычные свойства и перспективные применения / Р.З. Валиев, М.Ю. Мурашкин // В кн.: Перспективные материалы, т. 2. ТГУ-МИСИС, -2007.-С. 111 170.

30. Valiev, R. Z. Developing SPD Methods for Processing Bulk Nanostructured Materials with Enhanced Properties / R. Z. Valiev // Met. Mater. Int. 7.-2001.-P. 413-420.

31. Alexandrov, I. Microstructural Characterization of SPD Processed Materials /1. Alexandrov // Met. Mater. Int. 7. 2001. - P. 565 - 571.

32. Furukawa, M. Factors Influencing Microstructural Development in Equal-Channel Angular Pressing / M. Furukawa, Z. Horita, T. G. Langdon// Met. Mater. Int. 9. 2003. - P. 141 - 149.

33. Krasilnikov, N. Tensile strength and ductility of ultra-fine-grained nickel processed by severe plastic deformation The text. / N. Krasilnikov, W. Lojkowski, Z. Pakiela, R. Valiev // Mater. Sci. and Eng. A. 2005. V. 397, - № 1-2, - P. 330 -337.

34. Мержанов, А.Г. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез/ А.Г. Мержанов // Вестник АН СССР. -1976. -№ 10. С. 20 - 28.

35. Григорьев, Ю.М. Тепловой взрыв / Ю.М. Григорьев // В сб.: Тепломассообмен в процессе горения. Черноголовка. — 1980. С. 3 - 16.

36. Фёдоров, В. Б. Структура и свойства ультрадисперсных материалов / В.Б. Фёдоров, Е.Г. Калашников, Д.К. Хакимова, Е.Н. Чебурахин, М.Х.

37. Шоршоров, В.П. Кузнецов // Проблемы технологического горения. 1981. -Том 2. - Черноголовка. - С. 74 - 78.

38. Фёдоров, В.Б. Формирование микрокристаллических состояний при синтезе карбида титана / В.Б. Фёдоров, Е.Г. Калашников, А.А. Зенин, Ю.В. Тюркин, B.C. Рогацкин // Физико-химия и технология дисперсных порошков.- Киев, ИПМ АН УССР. 1984. - С. 50 - 54.

39. Ray, S. MTech dissertation / S. Ray // Indian Institut of Technology. Kanpur. 1969.

40. Patent 4 786 467. US Process for preparation of composite materials containing nonmetallic particles in f metallic matrix, and composite materials made by. / D.M. Skibo, D.M. Schuster, L. Jolla. 1988.

41. Duralcan Composites for Gravity Castings. Duralcan USA. San Diego.

42. Duralcan Composites for High-Pressure Die Castings. Duralcan USA. San Diego.- 1992.

43. Surappa; M.K. J. Mater. Proc. Tech. 1997. - 63.- P. 325 - 333.

44. Семенов, Б.И. Освоение композитов — путь к новому уровню качества материалов / Б.И. Семенов // Литейное производство. — 2000. №8. — С. 6 - 11.

45. Hashim, J. The wettability of SiC particles by molten aluminum alloy/ / J.Hashim, L. Looney, M.S.Hashmi // J. Journal of Materials Processing Technology. 2001. - V. 119 (1-3). -P. 324 - 328.

46. Hashim; J. The enhancement of wettability of SiC particles: in cast aluminium matrix composites / J. Hashim, L. Looney, M.S: Hashmi // J: Journal of Materials Processing Technology. -2001. V. 119(1-3). -P. 329-335.

47. Lanxide Electronic Components Inc., Newark USA. 1995.

48. New Rheocasting. Aluminio Magazine. 2000. - № 1. - P. 52 - 54.

49. Hosking, E.M. Composites of aluminum alloys: fabrication and wear behaviour / F.M. Hosking, Portillo F. Folgar, R. Wunderlin, R.Mehrabian // Journal of Materials Science. 1982. - №17. - P. 477 - 498.

50. Barekar, N.S. Processing of Ultrafine-Size Particulate Metal'Matrix Composites by Advanced Shear Technology / N.S. Barekar, S. Tzamtzis, N. Hari Babu, Z. Fan, B.K. Dhindaw // Metallurgical and Materials Transactions. — 2009. -V. 40 A.- PI 691 -701.

51. Màyr, S:G. Activation Energy of Shear Transformation Zones A Key for Understanding Rheology of Glasses and Liquids. / S.G. Mayr // Phys. Rev. Lett. — 2006. - V.97. - P. 195 -201.

52. Fan Z, Bevis MJ, Ji S. PCT, Patent 1999, WO 01/21343 Al.

53. Ji, S. Semi-solid processings of engineering, alloys by a twin-screw rheomoulding process. / S. Ji, Z. Fan, МШ Bevis>//Mater Sci EngiA, 2001. - V. 299.-P. 210-217.

54. Barekar, N. Processing of Aluminum-Graphite Particulate Metal Matrix Composites by Advanced Shear Technology / N; Barekar, S; Tzamtzis, B;K.

55. Dhindaw, J. Patel, N. Hari Babu, Z. Fan // Journal of Materials Engineering and Performance. 2009. - V. 18(9). - P. 1230 - 1240.

56. Courtright, E.L. Technology spotlight / E.L. Courtright // Adv. Mater., -1990.- 11.-P. 71.

57. Ray, S. Review Synthesis of cast metal matrix particulate composites / S. Ray // Journal of Materials Science. 1993. - 28. - P. 5397 - 5413.

58. Fine, M. E. Precipitation Hardening of Aluminum, Alloys / M: E. Fine // Metall Trans A. 1975. - 6 (4). - P. 625 - 630.

59. Das, S. K. Al-Rich Intermetallics in Aluminum Alloys / Das S. K. // Intermetallic Compounds: Principles and Practice, V. 2 (edited by J! H. Westbrook and R. L. Fleischer), Chichester. - 1994. - P. 175 - 198.

60. Knipling, K. E. Development of a Nanoscale Precipitation-Strengthened Creep-Resistant Aluminum Alloy Containing Trialuminide Precipitates:, Ph.D. Thesis, Northwestern University, Evanston. 2006.

61. Royset, J. Kinetics and Mechanisms of Precipitation in an Al-0.2 wt.% Sc Alloy. / J. Royset, N. Ryum // Mater Sci Eng A. 2005. - 396 (1-2). - P. 409 -422.

62. Foley, J. C. Formation, of Metastable L12-A13Y through Rapid Solidification Processing, / J. C. Foley, J. H. Perepezko, D. J. Skinner // Mater Sci Eng A. 1994. - 179.' - P. 205 - 209.

63. Fleischer, R. L. Intermetallic Compounds for Strong High-Temperature Materials: Status and Potential / R.L. Fleischer, D.M. Dimiduk, H.A. Lipsitt // Annual Review of Materials Science. 1989. - 19. - P. 231 - 263.

64. Chang, W. S. Trialuminide Intermetallic Alloys for Elevated Temperature Applications Overview. / W.S. Chang, B.C. Muddle // Metal Mater Int,- 1997.-3(1).-P. 1-15.

65. Kumar, K. S. Ternary Intermetallics in Aluminum Refractory-Metal X Systems (X = V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Zn). / K. S. Kumar // Int Mater Rev. -1990. 35 (6). - P. 293-327.

66. Carlsson, A. E. Relative Stabilities of L12 and D022 Structures in Ternary MA13-Base Aluminides. / A. E. Carlsson, P. J. Meschter // J. Mater Res. -1990.-5(12).-P. 2813-2818.

67. Amador, C. Theoretical and Experimental-Study of Relaxations in A13Ti and' Al3Zr Ordered Phases / C. Amador, J. J. Hoyt, B. C. Chakoumakos, D. Defontaine // Phys Rev Lett. 1995. - 74 (24). - P. 4955 - 4958.

68. Takeda, M. Stabilizing Effects of Third Elements on an L12-A13Ti Compound / M. Takeda, T. Kikuchi, S. Makihara // J. Mater Sei Lett. 1999. -18(8).-P. 631 -634.

69. Nayak, S.S. Synthesis and Stability of L12-A13Ti by Mechanical' Alloying, / S.S. Nayak, B.S. Murty // Mater Sei Eng A. 2004. - 367 (1-2). - P. 218-224.

70. Carlsson, A.E. Relative Stability of L12, D022, and D023 Structures in MA13 Compounds. / A.E. Carlsson, P.J. Meschter // J. Mater Res. 1989. - 4(5). -P. 1060-1063.

71. Ohashi, T. On Rapid Solidified and Annealed Structures of Al 0.5-2.5%Ti Alloys. / T. Ohashi, R. Ichikawa // J. Japan Inst LightMetals. - 1977. -27(3).-P. 105-112.

72. Nie, J.F. Development of High-Temperature Dispersion Strengthening in Rapidly Quenched Al-Ti-X Alloys / J.F. Nie, A. Majumdar, B.C. Muddle // Mater Sei Eng A. 1994. - 179: - P. 619 - 624.

73. Кристаллическая структура металлов и сплавов / О.М. Барабаш, Ю.Н. Коваль. Киев : Наукова думка. - 1986. - 600 с.

74. Диффузия в металлах и сплавах / JI.H. Лариков, В.И. Исайчев. -Киев : Наукова думка. 1987. - 512 с.

75. Лифшиц И. M., Слёзов В. В. ЖЭТФ. 1958.- Т. 35.-№2. - G. 479492.

76. Wagner, G. Theorie der Alterung von Niederschi.agen durch Uml.osen / C.Wagner// Z Elektrochemie. 1961. - 65 (7/8). - P. 581- 591.

77. Свойства, неорганических соединений / А.И. Ефимов и др. Л. : Химия.-1983.-392 с.

78. Volmer, M. Keimbildung in übersättigen. Gebilden. / M.Volmer // ZI Phys. Chem., 1926. - Bd A 119. - 3A. - P. 277 - 301.

79. Becker, R. Kinetische Behandlung der Keimbildung in übersättigen Dampfen / R. Becker, W. Döring // Ann. Phys. 1935. - Folge 5. - Bd. 24. - №8. -P. 712-752.

80. Ройбурд, A.JI. Теория формирования гетерофазной структуры при фазовых превращениях в твердом состоянии / А.Л. Ройбурд // УФН. 1974. -113.-В. 1.-С. 69- 104.

81. Кинетика и механизм кристаллизации / Р. Ф. Стрикленд-Констэбл Л.: Недра. - 1971.-298 с.

82. Turnbull, D. Nucleation catalysis / D. Turnbull, В. Vonnegut // Ind. Engng Chem. Res. 1952. - 44. - P. 1292 - 1298.

83. Холломон, Д. Образование зародышей при фазовых превращениях / Д. Холломон, Д. Торнбалл // В кн.: Усп. Физ. Металлов, т. 1. Пер. с англ. -М. : Металлургиздат. 1956. - С. 304 - 367.

84. The theory phase of transformations in metals and alloys / J.W. Christian. Oxford : Pergamon. - 1975. - 290 p.

85. Теория затвердевания / Б. Чалмерс. М. : Металлургия. - 1968.288 с.

86. Coudurier, L. Rugosite atomique et adsorption chimique aux interfaces solide-liquide des systemes metalliques binaires / L. Coudurier, N. Eustathopoulos, P. Desre, A. Passerone // Acta Metall. 1978. - 26. - P: 465 -475.

87. Kim, W.T. An adsorption model of the heterogeneous nucleation of solidification / W.T. Kim, B. Cantor //Acta Metall. Mater. 1994. - 42. - P. 3115 -3127.

88. Maxwell, I. A simple model for grain refinement during solidification / I. Maxwell, A. Hellawell- // Acta Metall. 1975. - 23: - P. 229 - 237.

89. Hunt, J! D. Steady state columnar and equiaxed growth of dendrites and eutectic / J. D. Hunt // Mater. Sci. Engng. 1984. - 65. - P. 75 - 83.

90. Cantor, B. Heterogeneous nucleation and adsorption/B. Cantor //Phil. Trans. R. Soc. Lond.-2003. A361. -P. 409 - 417.

91. Schumacher, P. New studies of nucleation mechanisms in Al-alloys: implications for grain-refinement practice / P. Schumacher, A.L. Greer, J.

92. Greer, A.L. Grain refinement of alloys by inoculantion of melts / A.L. Greer// Phil: Trans. R. Soc. Lond: A.,- 2003: 361. - P. 479 - 4951

93. Vandyoussefi M:, Greer, A. L. Acta Mater. 2002. - 50: - P. 16931698.

94. Tranche A. Ph.D. Thesis. 2000: - University of Cambridge. - UK:,

95. Candan,. E. Effect: of Alloying Elements to Aluminium on the Wettability of Al/SiC Systems / E.Candan // Turkish J. Eng Env. Sci. 2002; -26, - P. 1 - 5.

96. Laurente, V. Wetting kinetics and bonding of A1 and A1 alloys on SiC / V. Laurente, C. Rado, N. Eustathopoulos // Mater. Science and Engineering. — 1996.-A205.-P. 1-8.

97. Yaghmaee, M.S. On the Stability Range of SiC in Ternary Liquid Al-Si-Mg Alloy / M.S. Yaghmaee, G. Kaptay // Materials Science Forum. 2005. -V. 473-474.-P. 415 -420.

98. Solidification microstructures and solid-state parallels: Recent developments, future directions. Overview / M. Asta et. al. // Acta Materialia. -2009. V. 57. - № 146. - P. 941 - 971.

99. Johnsson, M. The influence of composition on equiaxed crystal growth mechanisms and* grain size in Al alloys- / M: Johnsson, A.L. Backerud // Z. Metallk. 1996. - 87. - P. 216 - 226.

100. Johnsson, M. Study of the mechanism of grain refinement, of aluminurn after additions of Tiand B-containing master alloys / M. Johnsson, A.L. Backerud, G.K. Worth // J: MetallMater Trans A. 1993. - 24A.- P. 481 - 491.'

101. Iqbal, N. The role of solute titanium and TiB2- particles in-the liquidsolid phase transformation of aluminum alloys / N. Iqbal, N.H. Dijk, T. Hansen, L. Katgerman, G.J. Kearley // Mater Sci-Eng A. 2004. - 386. - P. 20 - 26.

102. Quested, T. E. Grain* refinement of AL alloys: Mechanisms determining as-cast grain size in directional solidification / T.E. Quested, A.L. Greer // Acta Mater. 2005. - 53. - P.* 4643 - 4653.

103. Performance comparison of AlTiC and AlTiB2 master alloys in grain refinement of commercial and high purity aluminum. / Li Jian-guo et. al. //Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 2006. - 16. - P. 242 - 253.

104. Aaron H. JB., Fainshtein D., Kotler G.R. J. Appl. Phys., 1970. - 41. -P. 4405-4411.

105. Chen, Zhong-wei Growth restriction effects during solidification of aluminium alloys / Chen Zhong-wei, He Zhi, Jie Wan-qi // Trans. Nonferrous Met. Soc. China. — 2009; 19. - P. 410 - 413.

106. Gandin, C.-A., Charbon, C., Rappaz, M.,- 1995. ISIJ Int. 35. - P. 651. . 136. Quested, T.E. Solidification of Inoculated Aluminium Alloys / Thesis

107. Ph.D., Department of Materials Sciencc and Metallurgy, University of Cambridge, Cambridge UK. 2004. - 244 p.

108. Spittle J. A., Sadli S; Mater. Sei. Techno!. 1995. - 11. - P. 533 - 537.

109. Desnain P., Fautrelle Y., Meyer J.L., Riquet J.P., Durand F. Acta Metall. Mater., 1990. - 38; -P. 4191 - 4203.

110. Hunzikerj. O. Theory of plane front and dendritic growth/ in multicomponent alloys / O. Hunziker // Acta Mater. 2001. -49. - P. 4191 - 4203;

111. The Effect of Grain Size on the Tensile Properties of High: Strength. Cast Aluminum Alloys / A. Cibula et: al. // The Journal of the Inst, of Metals. , 1949-1950. -V. 76; -P. 361 -376.

112. Delamor G.W., Smith R.W. Metall. Trans. 1971. - 2. - P. 17331738.

113. Aluminium alloys structures and: properties; / L.F. Mondolfo Butterworths. - London. - 1976.

114. Sigworth G. K. Metall. Trans. A. 1984. - 15A. - P. 277-281.

115. Arnberg, L. Grain-Refinement of Aluminum: 3. Evidence of Metastable Phase in Al-Ti-(B) System / L. Arnberg, L. Backerud, II. Klang // Met. Technol. 1982. - 9. - P. 14 - 17.

116. Murty, B.S. Grain Refinement of Aluminium and its Alloys by Heterogeneous Nucleation and Alloying / B.S. Murty, S.A. Kori, M. Chakraborty // Int Mater Rev. 2002. - 47 (1). - P. 3 - 29:

117. Munro, R.G. Material properties of Titanium Diboride / R.G. Munro // Journal of research of the national institute of standards and technology. Sept.-Oct.- 2000. V. 105. - № 5. - P. 83 - 89.

118. Cibula, A. The Grain Refinement of Aluminum Alloy Castings by Additions of Titanium and Boron / A. Cibula // The Journal of the Inst, of Metals.- 1951. V. 80.-P. 1-16.

119. Johnsson M, Erikson L. Z. Metallk. 1998. - 89. - P. 478 - 483.

120. Davies I. G., Dennis J. M., Hellawell A. Metall. Trans. 1970. - 1. - P. 275-281.

121. Mondolfo, L.F. Grain refinement castings and welds (ed. G.J. Abbaschian and S.A. David). 1993. - Warrendale. PA. TMS. - 278 p.

122. Jones, G.P. Refining and alloing of liquid Al and ferro-alloys (ed. T.A. Engh et al.). Trondheim, Norway. 1985. - P. 213 - 218.

123. McKay, B. J. Ph.D. Thesis, 2001. - University of Oxford. UK.

124. Guzowaski M. M., Sigworth G. K., Sentner D. A.: Metall. Trans. A. -1987.- 18A.-P. 603-619.

125. Jones, G.P. Factors Affecting Grain Refinement of Aluminum Using Titanium and Boron'Additives / G.P. Jones, J. Pearson // Metall. Trans B. 1976. -7 (2). - P. 223 - 234.

126. Bunn, A.M. Grain refinement in aluminium alloys / PhD thesis, University of Cambridge. UK. 1998.

127. Bunn, A.M. Grain refinement by Al-Ti-B refiners in aluminium melts: a study of the, mechanisms of poisoning by zirconium / A.M. Bunn, P. Schumacher, M.A. Kearns, C.B. Boothroyd, A.L. Greer // Mater. Sei. Technol. -1999.- 15.-P. 1115-1123.

128. Spittle, J.A. The Grain Refinement of Al-Si Foundry Alloys / J.A. Spittle, J.M. Keeble, M. Meshhedani, McKay // Light Metals. 1997. ed. R. Hange (Warrendale, TMS, PA). - P. 795 - 799.

129. Johnsson, M. Z. Metallk. 1994. - 85. - P. 781 - 786.

130. Easton, M.A. Grain refinement of aluminum alloys (Part II): Confirmation of, and a mechanism for, the solute paradigm / M.A. Easton, D.H. StJohn // J. MetallMater Trans A. 1999. - 30A. - P. 1625 - 1633.

131. Schumacher, P., McKay, B. J. J. Non-Cryst. Solids. 2003. - 317. - P.123.

132. Kori, S. A., Murty B.S., Chakraborty M. Proc: 6th Asian Foundaiy Congress. Calcutta. India. 1999. - P. 231 - 243.

133. Kori S. A., Murty BIS., Chakraborty M. Indian Foundary J. 1999: -45.-P. 7-15.

134. Kearns, M.A. Effects of Solute Interactions on Grain Refinement of Commercials Aluminum Alloys / M.A. Kearns et. al. // Light Metals. 1997. - P. 655-661.

135. Schaffer, P.L. S. Advances in Solidification Processes / P.L.Schaffer, J.S. Dahle // Mater. Sci. Eng. 2005. - V.413-414.- P. 373 - 378.

136. Tronche A., Greer A. L. Design of grain refiners foraluminium alloys / A. Tronche, A.L. Greer // Light metals 2000 (ed. R. D. Peterson). P. 827 - 832.

137. Quested, Т. E. The variable potency, of TiB2 nucleant particles in the grain , refinement of aluminium by Al-Ti-B additions / Т.Е. Quested, A.L. Greer, P.S. Cooper // Mater. Sci. Forum. 2002. - 396-402. - P. 53 - 58.

138. Greer, A. L. Modelling of grain refinement in directional solidification / A.L. Greer, Т.Е. Quested, J.E. Spalding // Light metals. 2002. - P. 687-694.

139. Фёдоров, В.Б. Термодинамические размерные эффекты ультрадисперсных частиц / В.Б. Фёдоров; JI.B. Малюкова, Е.Г. Калашников // ЖФХ. 1985. - т. LIX. - №7. - С. 1598 - 1603.

140. Тананаев, И.В. Успехи физикохимии энергонасыщенных сред / И.В. Тананаев, В.Б. Фёдоров, Е.Г. Калашников // Успехи химии. 1987. - т. LVI. - вып. 2. - С. 193-215.

141. Alymov, M.I. Surface tension of ultrafine particles / M.I. Alymov, M.Kh. Shorshorov //NanoStructured Marerials. 1999. - V. 12. - P. 365 - 368.

142. Дохов, М.П. К теории межфазной энергии и краевого угла / М.П. Дохов // Фундаментальные исследования. — 2007. № 9. - С. 26 - 29.

143. Turnbull D., J. Appl. Phys. 1950. - 21. - P. 1022 - 1029.

144. Hoyt J.J., Asta M., Karma A. Mater. Sci. Eng. 2003. - 41. - P. 122127.

145. Lai, S.L. Size-Dependent Melting Properties of Small Tin Particles: Nanocalorimetric Measurements / S.L. Lai, J.Y. Guo, V. Petrova, G. Ramanath, L.H. Allen // Phys. Rev. Lett. 1996. - 77. - P. 99 - 104.

146. Hendy, S.C. Molecular-dynamics simulations of lead clusters / S.C. Hendy, B.D. Hall // Phys. Rev. 2001. - 64. - V. 8. - P. 11.

147. Ламихов, JI.К. О модифицировании алюминия переходными металлами / Л.К. Ламихов, Г.В. Самсонов // Известия АН СССР. Металлургия и горное дело. 1963. - №3. - С. 219 - 233.

148. Емельянов, А.В. Влияние добавок 3 d-переходных металлов на структурные характеристики жидкого алюминия / А.В. Емельянов, Ю.А. Базин, Б.А. Баум // Известия вузов. Физика. 1987. - №7. - С. 96 - 98.

149. Popel, P.S. Metastable colloidal states of liquid metallic solution / P.S. Popel, O.A. Chicova, V.M. Matveev // J. High Temperature Materials, and Processes. 1995. - №4. - P. 219 - 233.

150. Бродова, И.Г. Исходные расплавы как основа формирования структуры и свойств алюминиевых расплавов / И.Г. Бродова, П.С. Поппель, Н.М. Бардин, Н.А. Витолин. Екатеринбург : УРО РАН. - 2005. - 369 с.

151. Antonoff, G.N. Phyl. Mag. 1926. - V.l. - № 6: - P. 1258.

152. Ramachandran, T.R. Grain Refinement of Light Alloys / T.R. Ramachandran, P.K. Sharma, K. Balasubramanian // 68th WFC World Foundry Congress. - 7-10 February. - 2008. - P.l 89 - 193.

153. Greer, A.L. Grain refinement of alloys by inoculation of melts / A.L. Greer;//Phil. Trans.R. Soc. Lond. 2003. -361.-P. 479 - 495.

154. Greer, A.L. Grain Refinement ;of Aluminium Alloys by Inoculation / A.L. Greer, P.S. Cooper, M.W. Meredith, W. Schneider, P. Schumacher, J.A. Spittle, A. Tronche // Advanced Engeeniring'Materials. 2003. - 5; - №1-2. - P. 81-91.

155. Spittle,. J.A. The influence of zirconium and? chromium on the grain-refining efficiency of Al-Ti-B inoculants / J.A. Spittle, S. Sadli // Cast Metals. -1995. V. 7. - №4. - P 247 - 253. . . ,

156. Hunt, J. D. Steady state columnar and equiaxed growth of dendrites and eutectic / Ji D.Hunt// Mater; Sci; Engng. 1984: - 65. - P. 5 - 83. .

157. Tronche, A. Design of grain refiners for aluminium, alloys / A. Tronche, A. L. Greer // Light metals, 2000. P. 827 - 832.

158. Kennedy A.R., Weston D.P., Jones M.I. Mater. Sei. Eng. 2001. - V. 316.-P. 32-38.

159. Birol, Yucel, J. Alloys and Compounds. 2007. - 16th August. - V. 440 (1-2).-P. 108-112.

160. New Process for Grain Refinement of Aluminum, 2000. - September 22. - Contract №. DE-FC07-98ID13665.

161. Свойства элементов. Часть I, физические свойства / под ред. Г.В. Самсонова / М. : Металлургия. - 1976. - 600'с.

162. Котенев, В.И. Восстановление-карбидизация оксида титана гидридом и карбидом кальция / В.И. Котенев, A.B. Касимцев, В.В. Жигунов,

163. B.Я. Котенева // Порошковая металлургия. 1988. - №3. - С. 12 - 16.

164. Касимцев, A.B. Состав, структура и свойства гидридно-кальциевого порошка карбида титана / A.B. Касимцев, В.В. Жигунов, Н.Ю. Табачкова // Известия ВУЗов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2008. - №4. - С. 15 -19.

165. Карбиды / Т.Я. Косолапова. М. : Металлургия. - 1968. - 299 с.

166. Dial R., Mangsen G. Corrosion. 1961.- Y. 7. - P. 107.

167. Структуры двойных сплавов / Р.П.Элиот. M. : Металлургия. -1970: -Т.1.-455 е.-т.2.-472 с.

168. Особо тугоплавкие элементы и соединения / Р.Б. Котельников,

169. C.Н. Батлыков, З.Г. Галиакбаров, А.И. Каштанов. М. : Металлургия. - 1969. - 372 с.

170. Матюшенко H.H., Карев В.Н., Свинаренко А.П. Украинский физический журнал. 1963. - т. 11. - С. 1266.

171. Чернышова, Т.А. Дискретно армированные композиционные материалы с матрицами из алюминиевых сплавов и их трибологические свойства /Т.А. Чернышова, Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова //Металлы. 2001. - №6. - С. 85-98.

172. Новые композиционные материалы / Д.М. Карпинос, Л.И. Тучинский, Л.Р. Вишняков. Киев. : Вища школа. - 1977. - 312 с.

173. Ranganath, S. A review on particulate — reinforced titanium matrix composites / S. Ranganath // Journal of Materials Science. 1997. - №32. - P. 1 -16.

174. Грибков, B.H. Методы получения нитевидных кристаллов тугоплавких ^соединений / В.Н. Грибков, и др. // Композиционные металлические материалы. М. : ОНТИ. - 1972. - С. 170.

175. Нитевидные кристаллы / Г.В. Бережкова. М. : Наука. - 1969.160с.

176. Нитевидные кристаллы карбида кремния. ТУ 6-02-7-191-87.

177. Hideharu, F. Reaction Squeeze Cast Processing and Intermetallics Dispersed Aluminum Matrix Composites,/ F. Hideharu et. al. // ICCM-11. -Australia, 1997. - P. 182 - 191.

178. Калашников, И.Е. Структура литых' алюмоматричных композиционных материалов, армированных интерметаллидными фазами и наноразмерными тугоплавкими порошками / И.Е. Калашников, Л.К. Болотова; Т.А. Чернышова // Цветные металлы. 2010. - № 9. - С. 67 - IV.

179. Цветков, Ю.В. Синтез нанопорошков карбонитрида титана при взаимодействии тетрахлорида титана, с углеводородно-воздушной плазмой / Ю:В. Цветков, Н.В. Алексеев, A.B. Самохин // Химия высоких энергий. -1999. т.ЗЗ. - №3. - С. 238 - 242.

180. Самохин, A.B. Плазмохимические процессы создания» нанодисперсных порошковых материалов / A.B. Самохин, Н.В. Алексеев, Ю.В. Цветков // Химия высоких энергий. 2006. - т.40. - №2. - С. 120 - 126:

181. Самохин; A.B. Синтез нанопорошков, системы W-C в потоке термической плазмы / А.В: Самохин, Н.В. Алексеев, Ю.В: Благовещенский, Ю.В. Цветков // Тезисы Международной конференции HighMatTech. 2007. -Киев. - Украина. - С. 243.

182. Ковалевский, В.В. Шунгит или высший антраксолит? / В.В. Ковалевский // Записки РМО. 2009. - № 5. - С. 97 - 105.

183. Самсонов, Г.В. Перспективы применения^ волокон из SiC для армирования алюминиевых сплавов / КВ. Самсонов и др. // Порошковая металлургия. 1975. - №5. - С. 93 - 96.

184. Calow, С. A. Reinforcement of Metals with Ceramic whiskers and fibrs / C.A. Calow, A. Moor// Composite. -Desember. 1971. - P. 231.

185. Контактные явления в,металлических расплавах / Ю.В. Найдич. — Киев : Наукова Думка. 1972. - 196 с.

186. Ramqvist, L. Wetting of refractory carbides with liquid metals / L. Ramqvist // Interm. J. Powder,Metallurgy. 1963. - V.l. -P. 2.

187. Чернышова, T.A. О прочности углеалюминиевых композиционных материалов, армированных углеродными волокнами с различными покрытиями / Т.А. Чернышова, Л.Ц. Кобелева, // Физика и химия обработки материалов. 1986. - № 5. - С. 130 - 134.

188. Еременко, В.Н. Влияние добавок кремния в твердую и жидкую фазы на кинетику растекания алюминия- по железу / В.Н. Еременко, Н.Д. Лесник, Т.С. Пестун, В.Р. Рябов // Адгезия расплавов. Киев : Наукова Думка. - 1974. - С. 58.

189. Химия и технология карбонильных материалов / В.Г. Сыркин. М. : Химия.-1973.- 185 с.

190. Bonfield, W. Stability of nikel coated sapphire whiskers / W. Bonfield, A.J. Markham // J. Mat. Sci. 1973. - № 8. - P. 182 - 188.

191. Karasek, K.R. Composition and microstructure of silicon- carbide whiskers / K.R. Karasek, S.A. Bredley, J.T. Donner, M.R. Martin, K.L. Haynes, H.C. Yeh // J. Mat. Sci. 1989.' - 24. - №5. - P. 1617 - 1622.

192. Presland, A.E.B. Hillock formation by surface diffusion on thin silver films / A.E.B. Presland, G.L. Price, D.L. Trimm // Surface Sci. 1972. - 29: - №2. -P. 424.

193. Гольдинер, М.Г. Морфологические изменения при нагреве металлических пленок / М.Г. Гольдинер // ФТТ. 1975. - 17. - №5. - С. 1461.

194. Гегузин, А.Е. Механизм и.кинетика распада твердофазной пленки на поверхности кристалла / А.Е. Гегузин, Ю.С. Когановский, В.И. Кибец, Н.А. Макаровский // ФММ. 1975: - т.39. - вып.6. - С. 1203 - 1207.

195. Взаимодействие металлических расплавов с армирующими наполнителями / Т.А. Чернышева, Л.И. Кобелева, П. Шебо, А.В. Панфилов. -М.: Наука. 1993. - 272 с.

196. Калашников, И.Е. Получение . порошков, армированных дискретными частицами и нитевидными кристаллами карбида кремния / И.Е. Калашников, В.Н. Мещеряков, Т.А. Чернышева, Т.В. Корж // Физика и химия обработки материалов. — 1992. №3. - С. 126-130.

197. Структуры двойных сплавов. Справочник / Р.П. Эллиот. -Металлургия. — 1970. 456 с.

198. Barclay, R.B. Carbon Fibre Nickel Compatibility / R.B. Barclay, W. Bonfield / J. Mat. Sci. 1971. - №6. - P. 1076 - 1083.

199. Bonfield, W. Compatibility Limits in Sapphire Whisker Nickel

200. Composites / W. Bonfield, A.J. Markham // J. Mat. Sci. 1973. - №8. - P. 1431 -1438.

201. Snide, J.A. AFML TR - 67 - 354. - February. - 1968.

202. Ashdown, F.A., GSF/MS/68-1. Thesis presented to the Air Forse Inst, of Technol. Dayton. — Ohio. - 1968.

203. Корольков, A.M. Поверхностное натяжение металлов и сплавов / A.M. Корольков // Структура и свойства жидких металлов. М. : Металлургиздат, - 1959. - С. 51 - 84.

204. Поверхностное натяжение жидких металлов и сплавов / В.И. Ниженко, Л.И. Флока. — М.: Металлургия. 1981. - 170 с.

205. Болотова, Л.К. О методах исследования в композиции «металлическая матрица частицы или НК SiC. / Л.К. Болотова, И.Е. Калашников, Т.В. Корж, Т.А. Чернышова // Адгезия расплавов и пайка материалов. - 1994. - №31. - С. 69 - 73.

206. Металлографические реактивы. Справочник / B.C. Коваленко. М. : Металлургия. - 1981. - 120 с.

207. Выявление тонкой структуры кристаллов. Справочник / Ю.П. Пшеничнов. М.: Металлургия. — 1974. - 462 с.

208. Расчеты и испытания на прочность / MP 140-84. Москва. -ВНИИНМАШ. - Госстандарт. - 1984.

209. Ghosh, P.R. Incorporation of alumina particles in aluminium-magneziun alloy by stirring in melt / P.R. Ghosh, S. Ray, P.R. Rohatgi // Transactinius of the Japan Institute of Metals. 1984. - V.25. - № 6. - P. 440 -444.

210. Прикладная механика композитов / ред. Ю.М. Тарнопольский. -М.: Мир. 1989. -358 с.

211. Баранов, В.М. Усталостные испытания материалов в экстремальных условиях с применением акустического метода / В.М.

212. Баранов, В.А. Карасевич, Г.А. Сарычев // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2003. - т. 69: - № 9. - С. 55 — 59.

213. Лазерная оптоакустика / В:Э. Гусев, A.A. Карабутов. М. : Наука: -1991.-304 с.

214. Теория упругости / В: Новацкий. М. : Мир. - 1975. - 872 с.

215. Усеинов, A.C. Измерение модуля Юнга сверхтвердых материалов с помощью сканирующего зондового микроскопа «НаноСкан» / A.C. Усеинов // Приборы и техника эксперимента. 2004. - № 1. - С. 134 - 138.

216. Трение, износ и смазка (трибология и- триботехника) / A.B. Чичинадзе и др. -М. : Машиностроение. 2003. - 576 с.

217. Archard, J.E., Contact and rubbing of flat surfaces / J.F. Archard // Journal of Applied Physics. 1953. - №24. - P. 981 - 988.

218. Трение изнашивание и смазка. Справочник в 2-х кн. / Под ред. И.В. Крагельского, В.В. Алисина. — М.: Машиностроение. — 1978. Km Г. -400 с. •

219. Трение изнашивание и смазка. Справочник в 2-х кн. / Под ред. И.В. Крагельского, В.В: Алисина. — М.: Машиностроение. — 1979. Кн. Т. -358 с.263: Триботехника / Д.Н. Гаркунов. Ml : Машиностроение. - 1985; 424 с.

220. Введение в трибологию: Учебное пособие / И.Г. Фукс, И.А. Буяновский. — Ml : Нёфть и-газ. 1995. - 278 с.

221. Kobashi Makoto, Choh Takao J: Jap. Inst. Metals. 1991. - 55. - №.1. - P. 79 - 84.

222. Ориентированная- кристаллография / Л.С. Паламник, И.И: Папиров, М. : Металлургия. - 1964. - 408 с.

223. Lee, K.S. Effekts of Alloying Elements on the Worcability and Ductility of Interstitial-Free Molibdenium / K.S. Lee, S. Moroguni // transactions of the Japan Institute of Metals. 199k - V. 25. - № 6. - P. 401 - 410.

224. Чернышова, Т.А. Процессы старения в дисперсно-упрочненных композиционных материалах, на базе алюминиевого сплава Д16 / Т.А. Чернышова, Л:И. Кобелева // Металлы. 2010: - №5. - С. 52 7 63.

225. Композиционные материалы^ с металлической матрицей / К. Крейдер. М. : Машиностроение. - 1978. - т.4. - 503 с.

226. Математическая обработка результатов эксперимента / Л.З. Румшинский. М.: Наука. — 1971. - 192 с.

227. A.c. 1692742 (СССР). Способ получения композиционного порошка / В.Н. Мещеряков, Т.А. Чернышова, И.Е. Калашников, A.B. Николаев; М.В. Самойленко, М'.В. Фисенков, Заявлено 14. 07.1989: - Опубл. 23.11.91. -Бюл.№ 43.

228. Калашников; И.Е. Установка для получения композиционных порошков, армированных дискретным керамическим наполнителем / Калашников И.Е. // Тез. докладов ХХ-ой научн.-тех. конф. «Физика и механика композиционных материалов». Гомель. - 1991. - С. 70.

229. Порошковая металлургия титановых сплавов / С.Г. Глазунов, К.М. Борзецовская. —М.: Металлургия. — 1989. 136 с.

230. Champagne, В: Caracteristics of powders produced by the rotating electrode process / B. Champagne, R. Anders, M. Picet // Metal Powder Report: — 1984. V19. - № 5. - P. 267 - 270.

231. Поверхностная энергия-раздела фаз в металлах / В: Мисол. -М. : Металлургия. 1978. 178 с.

232. Промышленные алюминиевые сплавы. Справочник. М.: Металлургия. - 1984. - 527 с.

233. Peterson, A.W. Sarface tension of Ti, Zr and Hf. / A.W. Peterson, H. Hikedesdy, P.H. Keck, E. Schwarz // J. Appli Physics. 1958. - V.29. - P. 213 -216.

234. Alloy Digest 1953-1964,. filling code Til-Ti36, Enginering Alloys Digest; Inc. Ney Jersesy. - P. 328.

235. Распыление жидкости / Ю.Ф. Дитякшг и др. М:. : Машиностроение. - 1977. - 240 с.

236. Выбойщиков, Ф.П. О методе расчета размера гранул, получаемых дуговой плавкой вращающегося электрода. / Ф.П. Выбойщиков, С.М. Бейзеров, В.Т. Мусиенко // Металлы. № 2: - 1974. - С. 232 - 235.

237. Zhang, Qiang Приготовление и свойства композиционных материалов SiC/Al с высоким содержанием SiCp. / Zhang Qiang, Chen Guo-gin, Wu Gao-hui, Jiang Long-tao, Luan Bo-feng // Chen. J. Nonferrous Metals. -2003.-13.-№5.-C. 1180 1183.

238. Заявка 62-40339 Композиционный материал на основе алюминия, обеспечивающий повышенную долговечность, инструмента / Маура Цунэмаса. -Япония- Заявл. 13.08:85; №60-178797. - опубл. 21.02.87. - МКИ С22 С 21/00.

239. Пат. 4710348» США. Process for forming metal-ctramic: composites / John? M: Brupbacher, Leontios Christodoulou, Dennis C. Nagle. Заявл. 19.12.1986. - №943899: - 0публ.01.12:1987. - МКИ С 22 С 1/00. - НКИ 420/129;

240. Заявка, Кл. В 22D 19/00, С 22 С 1/10, №56-141960 Способ получения композиционных материалов / Имагава Кодзи, Акияма Сигэру, Уэно Хидэтоси, Нагата Сумио, Китахара Акира. Яп., завл. 08.04.1980. -№55-45955. опубл. 05.11.1981.

241. Hosking, F.M. Composites of Al-alloys: fabrication and wearIbehaviors. / F.M. Hosking, F. Portillo, R. Wunderlin, R. Mehralian // J. Mat. Sci. -1982. V.7. - №2. - PI 477 - 498.

242. Kang, C.G. Transient thermal analysis of solidification in a centrifugal casting for composite materils containing particle segregation,/ C.G. Kang, P.K. Rohatgi // Metallurgical and Materials Transactions. 1996. - 27B. - P: 277 - 285.

243. Kevorkijan, V. Aluminium -, based friction components / V. Kevorkijan7/Amer. Ceram. Society Bui. 2002. - V.81. - №11. - P. 20 - 24.

244. Kevorkijan, V. Functionally graded'aluminium matrix composites / V. Kevorkijan //Amer. Ceram. Society Bui. 2003. - V.82. - P. Z

245. Гусев, C.C. Использование методов центробежного литья для получения* изделий из- композиционных материалов- с упрочненной поверхностью. / С.С. Гусев, Д.Н. Лобков, С.С. Казачков // Материаловедение. 1999. - №5.-С. 50-53.

246. Xie, Shenghui Tezhong zhuzao ji youse hejin / Xie Shenghui, Zeng Xierong, tang Jiaoning, Chen Kanghua, Liu Hongwei. // Spec. Cast. And Nonferrous Alloys. 2003. - №5. - P-. 3 - 6.

247. Candan, E. Abrasive wear behaviour of Al-SiC composites produced by pressure infiltration technique / E. Candan, H. Ahlatci, H. Cimenoglu. // Wear. -2001.-247.-P. 133 138.

248. Пат. 6296045 США Ceramic-metal composite and method to form said composite / Richard T. Fox, Aleksander J. Pyzik, Chan Han. МПК7 В 22 D 19/14. - заявл. 12.08.1998. - опубл.02.10.2001.

249. Патент № 2356968 РФ. Способ получения литого высокоармированного алюмоматричного композиционного материала / И.Е. Калашников, Т.А. Чернышева, И:В. Катин, Л.И. Кобелева, Л.К. Болотова; -Заявлено 18.10.2007. Опубл. 27.05.2009. - Бюл. № 15.

250. Кокорин, B.H. Моделирование процесса уплотнения- увлажненных порошков при- высоких давлениях / В.Н. Кокорин* В .И. Филимонов // Заготовительное производство в машиностроении.,- 2008. №11. - С. 35 - 37.

251. Кокорин, В.Н. К стадийности' прессования двухкомпонентных смесей с различным агрегатным состоянием / В.Н. Кокорин; М.В. Кокорин // Вестник УлГТУ. -2002. №1. - С. 38- 41.

252. Pech-Canul, M:I. The role of silicon in wetting and pressureless infiltration of SiC performs by aluminum alloys / Mil. Pech-Canul, R.N. Katz, M.M. Makhlous, S. Pickard // Journal of materials science. 2000. - V.35. - P. 2167-2173.

253. Ehsanil, R. Aging behavior and tensile properties of squeeze cast A1 6061/ SiG metal matrix composites / R. Ehsanil, S;V. Seyed Reihani // Scientia Iranica. V.l 1. - №4. - P. 392 - 397.

254. Huda, D. Metal matrix composites: Manufacturing aspects / D. Huda, M.A. Baradie, M.S.J. Hashmi // Journal of Materials Processing Technology. -1993.-№37.-P. 513.

255. Srivatsan, T.S. Processing techniques for particulate reinforced Aluminum matrix composites" / T.S. Srivatsan, LA. Ibrahim, E.A. Mohamad // Journal of Materials Science. 1996. - №26. - P. 59 - 65:

256. Miller, W.S. Strengthening mechanisms in particulate metal matrix composites / W.S.Miller,F.J. Humphery // Scripta Metallurgica and Materialia. -1991.-№25(1).-P. 33.

257. Miller, W.S. Fundamental relationship between microstructure and mechanical properties of metal matrix composites / W. S. Miller, F.J. Humphrey // TMS.-1990.-P. 517.

258. Чернышова, Т. А. Дисперсно-наполненные композиционные материалы, на базе антифрикционного силумина для узлов трения скольжения / Т.А. Чернышова, Л.И. Кобелева, Т.В. Лемешева Н Перспективные материалы.- 2004:-№3:-С. 69 75.

259. Kryachek, V.M. Friction composites: Traditions and new solutions (review). II. Composite materials / V.M. Kryachek // Powder metallurgy and metal ceramics.-2005. №44:- P; 5 -16:

260. Ramesh, K.C. Fabrication of metal matrix composite automotive parts / K.C. Ramesh, R. Sagar // Journal of Advanced Manufacturing Technology. -1999.-№15.-P. 114-118. ■

261. Purohit, R. Fabrication of cam using metal matrix composites / R. Purohit, R. Sagar // Journal of Advanced Manufacturing Technology. 2001. -№17.-P. 644-648.

262. Rohatgi, P. Cast aluminium-matrix composites for automotive applications / P. Rohatgi // The' Journal of The Minerals, Metals and Materials Society. 1991. - V. 43. - №4. - P. 10 - 16.

263. Axen, N. A model for the abrasive wear resistance of multiphase / N. Axen, S. Jacobson // Mater. Wear. -1994. -№174. P. 127 - 199.

264. Михеев, Р.С. Дискретно армированные композиионные материалы системы Al-TiC / Р.С. Михеев, Т.А. Чернышова // Заготовительные производства в.машиностроении. 2008. - №11. - С. 44 - 53.

265. Mitra,' R. Interfaces in discontinuosly reinforced MMC (An Overview) / R. Mitra; Y.R. Mahajan // Bulletin of Materials Science.- 1995. №18. - P. 405 -434.

266. Shipway, Р.Н. Sliding wear behavior of aluminium based metal matrix composites produced by a novel liquid route / P.H. Shipway, A.R. Kennedy, A.J. Wilkes // Wear. 1998. - №216. - P. 160 - 171.

267. Biswas, S.K. Some mechanisms of tribofilm formation in metal/metal and ceramic/metal sliding interaction / S.K. Biswas // Wear. 2000. - №245. - P. 178- 189.

268. Riahi, A.R. The role of tribo-layers on the sliding wear behavior of graphitic aluminum matrix composites / A.R. Riahi // Wear. 2001. - №251. - P. 1396- 1407.

269. Sato, H. Formation of wear-induced layer with nanocrystalline structure in Al-Al3Ti functionally graded material / H. Sato, T. Murase, T. Fujii, S. Onaka, Y. Watanabe, M. Kato // Acta Materialia. 2008. - №56. -P. 4549 - 4558.

270. Thakur, S.K. The influence of interfacial characteristics between SiCp and Mg/Al metal matrix on wear, coefficient of friction and microhardness / S.K. Thakur, B.K. Dhindaw // Wear. 2001. - №247. - P. 191 - 201.

271. Kumar, S. Tensile and wear behaviour of msitu Al-7Si/TiB2 particulate composites / S. Kumar, M. Chakraborty, V. Subramanya Sarma, B.S. Murty // Wear. 2008. - №265. - P: 134 - 142.

272. Zhang; Z.F. Wear of ceramic particle-reinforced metal-matrix composites, Part I Wear mechanisms / Z.F. Zhang, L.C. Zhang, Y.W. Mai // Journal» of Materials Science. 1995. - №30. - P. 1961 - 1966.

273. Li, J. FIB and TEM characterization of subsurfaces of an Al-Si alloy (A390) subjected to sliding wear / J. Li, M. Elmadagli, V.Y. Gertsman, J. Lo, A.T. Alpas, // Materials Science and Engineering A. 2006. - №421. - P: 317 - 327.

274. Zhang, J. Transition between mild and severe wear in aluminum alloys / J. Zhang, A.T. Alpas // Acta Materialia. 1997. - №45. - P. 513 - 528.

275. Sharma, S.C. The sliding wear behavior of A16061-garnet particulate composite / S.C. Sharma // Wear. 2001. - №249. - P.1036 - 1045.

276. Rosenberger, M.R. Wear of different aluminum matrix composites under conditions that generate a mechanically mixed layer / M.R. Rosenberger, C.E. Zchvezov, E. Rorlerer // Wear. 2005. - №259; - P. 590 - 601.

277. Viala, J.C. Mechanism and kinetics of the chemical interaction between liquid aluminium and silicon-carbide single crystals / J.C. Viala, F. Bosselet, V. Laurent, Y. Lepetitcorps // Journal of Materials Science. 1993. - №28. - P. 5301 -5312.

278. Carim, A.M. SiC/Al^ interfaces in aluminium — silicon carbide composites / A.M. Carim // Materials Letters. 1991. -№12. - P. 3195 - 3201.

279. Vialla, J.C. Stable and metastable phase equilibria in the chemical interaction between aluminium and silicon carbide / J.C. Vialla, P; Fortier, J. Bouix // Journal of Materials Science. 1990. - №25. - P. 1842 - 1850.

280. Peteves, S.D. Microstructure and microchemistry of the Al/SiC interface / S.D. Peteves, P. Tambuyser, P. Helbach, M. Audier, V. Laurent, IX Ghatain // Joumal ofMaterials Science. —1990: №25. - P: 3765 - 3772.

281. Чернышова, Т.А. Влияние тугоплавких наночастиц на модификацию структуры металломатричных композитов / Т.А. Чернышова; JI.K. Болотова, И.Е. Калашников,Л.И. Кобелева, П.А. Быков //Металлы; -2007.-№3.--С. 79-84.

282. Tee, K.L. Wear performance^'ofi imsitu Al-TiB2 composite. / K.L. Tee, Lu, M.O. Lai И Wear. 2000. - V.240. - P. 59- 64^

283. Cui, С. Fabrication of in situ reacted AIN-TiC/Al composite / C. Cui, R. Wu // Proc. 10 Int. Conf. on Composite Materials (ICCM-10). 1995. -Canada.-P. 153 - 161-.

284. Murphy, A.M. The effect of particle clustering on (the deformation» and failure of Al-Si reinforced with SiC particles: A quantitative study / A.M. Murphy,

285. S.J. Howard, T.W. Clyne // Key Engineering Materials. 1997. - V.127-131. - P.i919.928.

286. Saheb, N: Influence of Ti addition on wear properties of Al-Si eutectic alloys /N. Saheb, T. Laoui, A.R. Daud, M: Harun, S. Radiman, R. Yahaya // Wear. 2001. - V.249: - P. 656 - 662.

287. Ультразвуковые методы в физике твердого тела / Р. Труэлл, Ч. Эльбаум; Б. Чик. М: : Мир. - 1972.- 307 с.

288. Взаимодействие металлических расплавов с углеродными материалами / В .И. Костиков, А.Н. Варенков М. : Металлургия. - 1981. -184 с. .

289. Углерод и его взаимодействие с металлами / В.Б. Федоров, М.Х. Шоршоров, Д.К. Хакимова. М. : Металлургия. - 1978. - 208 с.

290. Polakovic, A. The effect of ultrasound on the wetting of graphite by molten aluminium / A. Polakovic, P. Sebo, J. Ivan, Z. Augustinicova // Ultrasonics. 1978. - V.16. - №5. - P. 210 - 212.

291. Физические величины. Справочник / ред. И.С. Григорьев, Е.З. Мейлихов. М.: Энергоатомиздат. - 1991. - 1232 с.

292. Эвтектические композиции / А.Ю. Сомов, М.А. Тихоновский. М. : Металлургия. - 1975. - 304 с.

293. Патент №2171307. Композиционный материал антифрикционногоназначения для работы в условиях ограниченной смазки / Т.А.Чернышова,f

294. Л.И.Кобелева, Л.К.Болотова и др. Приоритет от-10.04.2001.

295. Патент №2136774. Композиционный материал на -основе алюминиевого сплава и способ его получения / Т.А.Чернышова, Л.ЙЖобелева и др. Приоритет от 27.05.1998.

296. Lieber, С.М. One-dimensional nanostructures: Chemistry, physics and applications / C.M. Lieber // Solid State Commun. 1998. - 107. - P. 607 - 616.

297. Iijima, S. Helical microtubules of graphitic carbon / S. Iijima // Nature. -1991.-№354.-P. 56-58.

298. Yah, W.O. Imogolite: Multifaceted Green Materials / W.O. Yah, K. Yamamoto, N. Jiravanichanun, H. Otsuka, A. Takahara. // Materials. 2010. -№3. - P. 1709- 1745.

299. Sharma, S;C. Graphite particles reinforced^ ZA-27 alloy composite materials for journal bearing applications / S.C. Sharma, B.M. Girish, Rathnakar KamathL, B:MI Satish //WEAR. 1998. - V.2I9; - Pi 162 - 168:

300. Senouci, A. Wear mechanism in graphite-cooper electrical sliding contact / A. Senouci, J; Frene, H. Zaidi // Wear. 1999. - V.225-229. - P. 949-953.

Похожие работы

Металлургия
05.16.00