автореферат диссертации по металлургии, 05.16.09, диссертация на тему:Синтез, закономерности формирования структуры и механические свойства дисперсноупрочненных материалов на основе алюминия

11-3 2818

На правах рукописи

ВОРОЖЦОВ Сергей Александрович

СИНТЕЗ, ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ДИСПЕРСНОУПРОЧНЕННЫХ МАТЕРИАЛОВ

НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ

05.16.09 - материаловедение (машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических паук

Томск - 201 1

Работа выполнена в Учреждении Российской академии паук Институте физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН

1а у ч н ы й руководи тел ь

доктор физико-математических наук, профессор Кульков Сергей Николаевич

Официальные оппоненты

доктор физико-математических наук, профессор Савицкий Арнольд Петрович

кандидат технических наук, доиент Овечкнн Борис Борисович

Ведущая организация

ГОУ ВПО «Новосибирский государственный технический университет»

'Защита состоится «17» июня 2011 г. в 15~ч. на заседании диссертационного совета Д 003.038.02 при ИФПМ СО РАН по адресу: 634021. г. Томск, проспект Академический, 2/4.

С .диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН.

Автореферат разослан «17» мая 2011 г.

Учёный секретарь диссертационного совета, / ' /г доктор физико-математических наук, •''■"*'

профессор В.И. Данилов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность исследований. Во многих промышленных секторах, особенно в аэрокосмической и автомобильной промышленности, замена стали на легкие и сверхлегкие композиты приводит к уменьшению веса конструкции и улучшению топливной эффективности. Потребности промышленности в дальнейшем уменьшении общего веса транспортного средства при сохранении его структурной целостности и безопасности вызывают огромную заинтересованность в создании композиционных материалов для сложных конструктивных компонентов. В частности, 100 кг уменьшения веса магистрального самолета может сэкономить значительное количество гигакапорий энергии и существенно уменьшить эмиссию СО?.

Одним из наиболее перспективных композиционных материалов для реализации проблемы уменьшения веса конструкций с сохранением высокой прочности являются материалы, упрочненные частицами тугоплавких соединений, не растворяющимися в основном металле. В качестве материала такой матрицы могут быть использованы широко применяемые металлы, такие, как алюминий, магний, их сплавы. Введение упрочняющих частиц в мягкую металлическую матрицу позволит значительно улучшить ее механические свойства - модуль упругости, прочность, твердость и повысить износостойкость.

При производстве литых деталей из алюминиевых сплавов применяются модификаторы в виде лигатур, в которых в качестве упрочняющей фазы используют карбид кремния. Однако они, как правило, имеют крупнозернистую структуру, что не всегда обеспечивает получение однородного строения слитков по всему объему.

Решением данной проблемы может быть введение в расплавы лигатур в виде композиционных материалов с целью равномерного распределения упрочняющих частиц в алюминиевом сплаве и измельчения его структуры.

Получить такие лигатуры можно, используя неравновесное и высокоактивное состояние углерода в виде так называемых детонационных алмазов в смеси с нанокристаллическим алюминием, когда в процессе горячего прессования идет реакционное взаимодействие компонентов.

В соответствии с вышеизложенным целью данной работы является установление закономерностей структурных и фазовых превращений при горячем прессовании смесей из нанопорошков алюминий-углеродная шихта, содержащая детонационные алмазы, и изучение влияния структуры полученного композита на свойства литого сплава при введении в расплав полученной композиционной лигатуры.

В соответствии с целью поставлены следующие задачи исследования:

1. Исследовать порошки алюминия, полученного методом электрического взрыва проводника (ЭВП), и шихты, содержащей детонационные алмазы.

2. Синтезировать методом горячего прессования композиционные материалы из порошковых смесей А1-С.

3. Изучить фазовый состав, параметры тонкой кристаллической структуры, микроструктуру и исследовать механические свойства и деформационное поведение горячепрессованных композитов.

4. Исследовать сплавы на основе алюминия с дисперсными частицами упрочни-теля, введенными посредством композиционной лигатуры, и изучить их физико-механические свойства.

Научная новизна исследований

Созданы научно-технические подходы получения композитов AI-AI4C3 при синтезе высокодисперспой фазы AI.1C1 в алюминиевой матрице в процессе изотермической выдержки под давлением порошковых смесей алЕОМиний — углерод. Данный подход обеспечивает формирование высокодисперсных высокомодульных включений, находящихся в металлической матрице.

Получен полный комплекс результатов о макро-, микро- и тонкой кристаллической структуре, механических свойствах, и деформационном поведении композитов AI-AI.1C3, получаемых синтезом реагирующих смесей при изотермической выдержке под давлением. Получены экспериментальные данные, доказывающие эффективность использования высокодисперсных включений AL1C3 в алюминиевых сплавах в качестве упрочняющей добавки, введение которых и гомогенное распределение в расплаве обеспечиваются плавлением матричного алюминия композитов AI-AI.1C3.

Практическая значимость работы

На примере системы AI-АЦСз разработан подход создания композитов «алюминиевый сплав - MeNCy», обеспечивающий формирование наноструктур-ных композиционных лигатур.

Доказана эффективность использования полученных материалов AI-AI4C3 в качестве композиционной лигатуры в алюминиевых сплавах, введение которых приводит к уменьшению размера зерна в металлической матрице и увеличению механических свойств сплавов.

Полученные в диссертационной работе экспериментальные результаты о влиянии состава порошковых смесей алюминий - шихта, содержащая аморфный углерод и детонационный алмаз, на структуру композитов AI-AUC3 могут составить основу технологических решений получения композитов с высокомодульными включениями МехСу в матрице лёгких сплавов, направленных на разработку высокопрочных материалов для различных отраслей промышленности.

Основные положении, выносимые на защиту

1. Комплекс результатов о фазовом составе, параметрах тонкой кристаллической структуре, микроструктуре и механических свойствах горячепрессованных материалов Al- AL1C3

2. Формирование высокоднсперснон фазы AI4C3 происходит в процессе изотермической выдержки под давлением порошковой смеси алюминий-шихта, содержащая аморфный углерод и детонационный алмаз, вследствие высокой активности нано-«углерода», что обеспечивает минимальные размеры кристаллитов: для алюминиевой матрицы - 40 нм, а для карбида алюминия - 30 нм.

3. Введение частиц AI4C3 посредством композиционной лигатуры в технически чистый алюминий и алюминиевый сплав АК 7 обеспечивает существенное увеличение механических свойств.

Достоверность результатов обеспечивается комплексным подходом к решению поставленных задач и использованием апробированных методов и методик исследования, применением статистических методов обработки данных, анализом литературы, согласованием полученных результатов с данными других авторов.

Апробация работы. Основные результаты диссертации доложены на Всероссийской конференции молодых ученых: «Физика и химия высокоэнергетических систем». (Россия, г. Томск, 24-27 апреля 2007г.), Всероссийской научной конференции студентов, аспирантов и молодых ученых «Наука. Технологии. Инновации.», (Россия г. Новосибирск, 6-9 декабря 2007 г.), Международной школе-семинаре «Многоуровневые подходы в физической мезомеханике. Фундаментальные основы и инженерные приложения», (Россия, г. Томск, 9-12 сентября 2008 г.), II научно-технической конференции молодых ученых «Перспективы создания и применения конденсированных высокоэнергетических материалов», (Россия, г. Бийск, 25-26 сентября 2008 г.), International conference «India-Russia workshop on nano energetic materials», (India, Hyderabad, December 1011, 2007.), Всероссийской конференции молодых ученых: «Физика и химия высокоэнергетических систем». (Россия г. Томск. 22-25 апреля 2009 г.), Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, (Россия, г. Томск, 7-11 сентября 2009 г.). International conference «High energy materials 2009», (France, Biarritz, October 5-7, 2009.), Научно-технической конференции с международным участием V Ставе-ровские чтения. (Россия, г. Красноярск, 15-16 октября 2009 года.)

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 14 работ, из них 2 - в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК, 10 докладов и тезисов - в материалах научных конференций различного уровня, 2 патента.

Личный вклад автора состоит в получении композиционных материалов методом горячего прессования, проведении металлографических, рентгеност-руктурных и рентгенофазовых исследований, механических испытаний, сопоставлении полученных результатов с литературными данными и формулировании основных научных положений и выводов.

Структура и объем диссертационной работы. Диссертационная работа состоит из введения, пяти разделов, заключения, списка использованных источников, включающего 128 наименований, всего 152 листа машинописного текста, включая 50 рисунков и 6 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы исследования, сформулированы цель и задачи диссертационной работы, изложены основные положения, выносимые на защиту, обоснованы научная новизна и практическая значимость работы, описана структура диссертации.

Первый раздел посвящен обзору литературных данных о способах получения композиционных материалов на основе алюминия. Описаны основные механизмы деформации композитов типа «металл-неметалл», рассмотрены зависимости физико-механических свойств композитов от пористости. Показана возможность использования композитов на основе алюминия в качестве композиционной лигатуры.

Второй раздел посвящен постановке задачи исследования, обоснован выбор материалов и методик исследования.

Третий раздел содержит результаты исследования морфологии, фазового состава и параметров тонкой кристаллической структуры исходных порошков алюминия и углеродной шихты, содержащей аморфный углерод и детонацион-

ный алмаз, и плазмохимического оксида алюминия. Рентгеноструктурный анализ показал, что в порошке алюминия средний размер областей когерентного рассеяния, определенный по уширению рентгеновских рефлексов, составил 90 нм, величина микродисторсии кристаллической решётки 10"3. Расчет параметра кристаллической решетки алюминия а=0.40485 нм. Порошок алюминия состоит из рыхлых агломератов, не имеющих регулярной формы. Как видно из рис. 1 а, характер распределения агломератов по размерам унимодальный. Преимущественное количество агломератов имеет размеры от 8 до 16 мкм, но имеются агломераты, размер которых достигает 40 мкм. Средний размер агломератов в порошке алюминия составляет 14 мкм.

В рыхлых агломератах порошка возможно выделить отдельные сферические частицы алюминия. В этом случае распределение частиц в агломератах по размерам (рис. 1 б) унимодальное. Преимущественное количество частиц в порошке имеют размеры от 0.2 до 1.5 мкм, а средний размер частиц в порошке алюминия равен 0.7 мкм.

20-,

16-

12 16 20 24 28 32 36 40

(Л, мкм

а)

Рис. 1

0.2 0.4 0.6 0.8 1 1.2 1.4 1.6 1. ей, мкм б)

Распределение агломератов (а) и частиц (б) в порошке алюминия по размерам

Фазовый анализ углеродной шихты показал, что порошок содержит рентге-но-аморфную фазу в количестве 40±5% и фазу алмаза 45±5%, а также присутствуют следы кристаллической фазы углерода. Средний размер областей когерентного рассеяния фазы алмаза в порошке, по данным рентгеноструктурного анализа, составил 4 нм, величина микродисторсии кристаллической решётки 1.7x10 ". Расчеты параметра кристаллической решетки алмаза показали, что он равен а=0.3523 нм.

На рис. 2 представлена гистограмма распределения по размерам агломератов в порошке углерода, которое имеет унимодальный характер. Преимущественное количество агломератов в порошке имеют размеры от 4 до 20 мкм, при этом средний размер агломератов в порошке углерода составил 11 мкм.

Приведены данные о фазовом составе, микроструктуре и результаты рентгеноструктурного анализа горячепрессованных композитов в зависимости от содержания углерода в исходной порошковой смеси. Анализ дифрактограмм синтезированных образцов материалов (рис. 3 а) показал, что в полученном композите

присутствуют рефлексы, соответствующие алюминию и карбиду алюминия А14С3, который образовался в процессе горячего прессования. Средние размеры кристаллитов в материалах, определённые по уширению рентгеновских рефлексов, составили для металлической матрицы 40 нм, а для карбида алюминия 30 нм. Расчеты параметров кристаллической решетки алюминия и карбида алюминия показали хорошее согласие с известными данными и составили: для алюминия параметр а =0.40516 нм, а для AI4C3-аЮ.33618 нм, с=2.3689 нм. На рис. 3 б представлена зависимость между отношением интегральных интенсивностей рефлекса (012) АЦС3 к (111) А1 от вводимого углерода в исходную смесь порошков. Видно, что содержание AI4C3 в синтезируемых материалах возрастает с увеличением содержания углерода в исходной смеси нанопорошков..

0 4 8 12 16 20 dj, мкм

Рис. 2 Распределение агломератов по размерам в порошке углерода

0.02-

С, вес.1 б)

"Л 1-1 > I '1 ' I

30 35 40 45 50 29, град. (СиЛ'а)

а)

Рис. 3 Фрагмент рентгеновской дифрактограммы материала AI-AI4C3, полученного методом горячего прессования (а). Зависимость между отношением интегральных интенсивностей рефлекса AI4C3 (012) и A1 (111) от количества углерода в порошковой смеси (б)

На рис. 4 представлена зависимость изменения размеров кристаллитов для металлической матрицы (а) и карбида алюминия (б) от отношения интегральных интенсивностей рефлексов (012) AI4C3 к (111) А1. Видно, что с увеличением количества образующегося в процессе синтеза материалов карбида алюминия уменьшается размер кристаллитов металлической матрицы и увеличивается размер кристаллитов фазы А14С3. Это означает, что рост кристаллитов А14С3 и увеличение их объемного содержания в алюминиевой матрице приводит к увеличению межкристаллитных границ и, следовательно, к дроблению кристаллитов алюминия, что позволяет получить мелкокристаллическую структуру матрицы.

О полученных горячепрессоваипых материалах присутствует пористость. Поры по объему материалов распределены неоднородно. В его структуре просматриваются светлые бсспористые участки и серые участки. Поскольку средний размер светлых участков на поверхности материала соизмерим со средним размером агломератов в порошке алюминия, по дает основание предполагать, что они являются спекшимися агломератами алюминия, которые в меньшей степени вступили в реакцию с углеродом, чем частицы более мелких размеров, находящиеся в непосредственном контакте с углеродом.

Как подтверждают измерения микротвердости материала, величина микротвердости светлых участков составила 1050 МПа, а величина мпкрогвердос ш более темных участков 1780 МПа.

Измерения среднего размера пор показали, что он соизмерим со средним размером агломератов в порошке углерода. Данное обстоятельство может служить свидетельством того, что пористость в материалах образовалась при выгорании углерода, не вступившего в реакцию в процессе горячего прессования порошковой смеси, по-видимому, в основном его аморфной составляющей. Установлено также, что с увеличением содержания углерода в исходной смеси порошков возрастает объем порового пространства в композитах. Так, в частности, в полученных образцах с соотношением компонентов в порошковой смеси А1-1()%С пористость составила около 20%, а в образцах соотношением А1-30%С -около 45%. Необходимо отметить, что при увеличении содержания углерода в исходной порошковой смеси А1-С формирующаяся поровая структура кардинально меняется от изолированной к сообщающейся, а средний размер пор у материалов без введения углерода в порошковую смесь составляет 10 мкм, а при введении 30 вес.% углерода - 20 мкм.

Энерго-дмсперсионнын микроанализ из светлых беспористых участков показал, что в них высокое содержание алюминия (77.5 вес.%). В пористых областях содержание углерода высокое - 68 вес.%, в меньших количествах присутствуют такие элементы, как алюминий (21 вес.%) и кислород (11 вес.%). Серые участки в структуре материалов представлены алюминием в количестве 60 вес.% и имеют высокое содержание как углерода (28 вес.%), так и кислорода (12 вес.%). Исходя из »того, можно предположить, что в них сформировалась сложная многофазная структура с частицами Al |С\ и, возможно, АЬО,. Таким образом, исследуемые композиционные материалы состоят из трех фаз: фазы на основе алюминия (крупные частицы) и фаз с большим содержанием углерода и кислорода. Установлено, что средний размер зерен в горячепрессовапных материалах с увеличением содержания углерода в исходной порошковой смеси уменьшается с 20.5 до 13 мкм. Уменьше-

40-) 35 -3025 -20 -15 -70

60 -

50

40 Ч

—,-,-,-1-1-1-1-,

002 004 006 0.08 0 1 1(аысз)/ца1)

Рмс. 4 Зависимость между отношением интегральных пнтенсивностей рефлекса А1_|Сз (012) н А1 (111) и размером кристаллитов для металлической матрицы (а) п карбида алюминия (б)

ние среднего размера зерен, по-видимому, обусловлено образованием соединения А14Сз. находящегося на границах зерен и препятствующего рекристаллизации и росту зерна в процессе изотермической выдержки под давлением.

Четвертый раздел посвящен анализу деформационного поведения композиционных материалов АЬА^С;, в зависимости от пористости и количества углерода в исходных порошковых смесях. Приведены данные об изменениях в тонкой кристаллической структуре материалов при ступенчатых нагружениях сжатием. Представлены результаты исследований по влиянию карбида алюминия на механические свойства материалов (предел прочности при сжатии, трехточечном изгибе, предел текучести, модуль упругости и предельную деформацию до разрушения).

Для анализа микроструктурных изменений проводилось ступенчатое нагру-жение образцов с содержанием углерода в исходной смеси порошков 5 и 10 вес.%. На каждой точке нагружения проводились микроструктурные и рентгеноструктур-ные исследования полированной поверхности образцов, фиксировалась их высота.

На рис. 5 а представлена зависимость изменения размеров областей когерентного рассеяния алюминия от напряжения в процессе ступенчатого нагружения при двух содержаниях углерода в смеси. Анализ размеров областей когерентного рассеяния (ОКР) в зависимости от макронапряжения показал, что зависимости размеров ОКР матрицы в обоих случаях можно разделить на две стадии: до некоторого предельного значения макронапряжений они не изменяются, а при напряжениях более высоких происходит заметное уменьшение размеров кристаллитов. По-видимому, полученные значения 65 и 100 МПа для исследованных составов определяются пределом текучести матрицы. Следует отметить также, что увеличение содержания углерода в исходной смеси приводит как к увеличению содержания карбида алюминия, так и к уменьшению размеров кристаллитов матрицы.

На рис. 5 б представлена зависимость изменения размеров ОКР карбида алюминия от напряжения в процессе ступенчатого нагружения. Видно, что размер областей когерентного рассеяния А14С3 при увеличении прилагаемой нагрузки незначительно уменьшается - от 20 до 16 нм.

&

о 50

N

§20

с, МП* о,МП»

а) б)

Рис. 5 Зависимость изменения размеров ОКР алюминия от напряжения в процессе ступенчатого нагружения: 1-А1-5%С; 2-А1-10%С (а) и зависимость изменения размеров ОКР карбида алюминия от напряжения в процессе ступенчатого нагружения (б).

й-

/

к

л

О 100 200 300

о, МПа

Рис. 6 Зависимость изменения микронапря-женпп алюминиевом матрицы от макронапряжения в процессе ступенчатого нагру-ження: 1-А1-5%С; 2-А1-10%С.

Ыа рис. 6 приведена зависимость сформировавшихся в матрице микрона-пряженпй, которые были рассчитаны из уширения линий алюминия на дальних углах дифракции при изменении приложенных макронапряжепий. Видно, что микронапряжемпя линейно связаны с приложенными макронапряжениями, а наблюдающийся при 200 МПа излом на зависимости, по-видимому, обусловлен достижением предела текучести матрицы. Таким образом, полученные результаты свидетельствуют о том, что увеличение объемной доли фазы А1.(Сл в алюминиевой матрице приводит к увеличению механических характеристик композита.

Ыа рис. 7 представлены диаграммы нагружения при сжатии горячепрессо-ванных материалов А1-АЦС3 при двух содержаниях углерода, вводимого в исходную порошковую смесь Видно, что при увеличении объемной доли углерода в исходной порошковой смеси, а, следовательно, и карбида алюминия в получаемых материалах заметно изменяются их механические характеристики. Для образцов с 5%С в исходной смеси значение предела текучести состав«- » - 5 ло 190 МПа, в то время как для 10%С в р,[С. 7 Диаграммы нагружения материалов полтора раза выше, 300 МПа. Кроме то- А1-А1.)Сз при сжатии:

го, возрастает как полная неупругая де- 1-А1-5%С; 2-А1-10%С; на вставке под номе-формация до разрушения с 3 Ром 3-диаграмма нагружения технически

чистого алюминия

до 5 %, так и эффективный модуль упругости (Е1(|,), определенный из кривых нагружения. Для образцов с 5%С в исходной смеси он составил 21 ГПа, а для образцов с 10%С - 29 ГПа. На рис. 7 справа вынесен фрагмент диаграммы напряжения деформация для образцов А1-А1.|С-» с 5 и 10 вес.% С в смеси порошков С-А1. Кривая напряжение-деформация под номером 3 на вставке иллюстрирует деформационное поведение технически чистого алюминия при испытаниях на сжатие.

В таблице 1 представлены основные механические свойства композитов А1-А1.|Сз при сжатии. Видно, что микротвердость композитов возрастает с увеличением содержания углерода в исходной смеси порошков. В таблице приведена средняя величина микротвердости. Однако, измерения микротвердости светлых участков на поверхности материалов показали, что их величина составляет 1050 МПа, а величина микротвердости более темных участков 1780 МПа.

Таблица 1 Механические свойства композитом AI-Al.iCi при сжатии

Содержание углерода в исходной смеси, % Предел текучести прп сжатии, а т. МПа Предел прочности прп сжатии а. МПа Эффективный модуль упругости. П-1ф. Г Пи Он П. МПа 700 Микротвердость,, Ml'hi ......... 1X0....... ........(»00 "¡020

А1 тех. чистоты 2

Сплав АК7 110 32

1 550 38

5 190 570 21 450 1180

10 300 575 29 400 1400

20 120 5.6 04

30 70

Это может говорить о том, что в темных областях сформировалась сложная многофазная структура с упрочняющими частицами А1.|С\ и, по-видимому, AUCh.

Испытания композитов на изгиб показали, что максимальной прочностью обладает материал с 1 вес.%. углерода в исходной порошковой смеси.

Таким образом, вклад в прочностные свойства композиционных материалов А1-А14С3 вносит как объемное содержание карбида алюминия в композите, так и время изотермической выдержки под давлением, увеличение которого приводит к уменьшению объема порового пространства в получаемых материалах.

Пятый раздел диссертационной работы посвящен исследованию микроструктуры, фазового состава и параметров гонкой кристаллической структуры технически чистого алюминия и алюминиевого сплава марки АК7 в исходном состоянии и при введении в них композитной лигатуры Al-Al,|С\ Приведены результаты механических испытаний на растяжение образцов алюминиевых сплавов в исходном состоянии и с композитной лигатурой AI-AI.|Ci и данные по измерению твердости.

Известно, что введение дисперсных части, л алюминиевые расплавы приводит к повышению их механических свойств. Такие частицы играют' роль не только упрочняющей фазы, но и центров кристаллизации, что способствует измельчению зерна. Однако непосредственное введение дисперсных части в расплав связано с трудностями вследствие их агломерированное™ и плохой смачиваемости, поэтому возможно введение в расплавы лигатур в виде композиционных материалов с целью равномерного распределения упрочняющих части в алюминиевом сплаве и измельчения его структуры. Такая композиционная лигатура представляет собой композит с высоким объемным содержанием частиц, подобно полученному в работе материалу.

Был изготовлен сплав из технически чистого алюминия (99.5%), в который при литье введен карбид алюминия, синтезированный в композите при горячем прессовании. Такая композитная лигатура AI-AI.|Ci перед введением в расплав

была раздроблена до крупных (-3 мм3) и мелких (>1 мм"') фрагментов с целью изучения влияния степени диспергирования композитной лигатуры на свойства выплавляемого материала. Также были изготовлены сплавы на основе стандартного алюминиевого сплава АК7, в который при литье посредством композитной лигатуры введено разное содержание карбида алюминия. В рассматриваемом случае его содержание составило 0.16 и 1.3 объемных %.

В таблице 2 представлены результаты рентгеноструктурпого анализа исследуемых сплавов из технически чистого алюминия. Видно, что размер ОКР для фазы алюминия уменьшается при введении в расплав композитной лигатуры А1-А1.|С;,; и исходном сплаве он составил 80 им, а при введении в расплав крупных и мелких фрагментов композита AI-AI.1C3 - уменьшается до 65 и 43 нм, соответственно. Уменьшение размеров кристаллитов в легированном сплаве обусловлено, по-видимому, полным растворением композитной лигатуры. Необходимо отметить, что микродисторсия кристаллической решетки алюминия увеличивается при введении композитной лигатуры в сплав. Параметр кристаллической решетки алюминия практически не изменяется и составляет около ¿7=0.4052 нм, оставаясь близким к табличному значению (параметр а = 0,40494 нм).

Таблица 2. Результаты рентгеноструктурпого анализа исследуемых сплавов из технически чистого алюминия

Состав Размер ОКР Al, им Микродисторсия кристаллической решетки Al Параметр решетки Al а, нм

AI 80 1.4x10"-' 0.40509

Al+крупные фрагменты ' Al-Al.A 65 2.4x10° 0.40511

Al+мелкне фрагменты Д1-А1.|Сз 43 2x10'3 0.40539

Установлено, что у исходного сплава средний размер зерна составляет 220 мкм, а при введении в расплав крупных и мелких частиц А1-АЦСз, размер зерна значительно уменьшается и составляет 66 и 57 мкм, соответственно. Это говорит о том, композитные частицы А1-АЦСз равномерно смешиваются с расплавом алюминия и при затвердевании частицы АЦСз играют роль центров кристаллизации.

Рентгепофазовый анализ показал, что сплав АК7 представлен двумя фазами - алюминием и кремнием в кубической модификации. Из соотношения интен-сивностей рефлексов алюминия и кремния рассчитано количество кремния в сплаве, и оно составляет порядка 7 об.%. В таблице 3 представлены результаты рентгеноструктурпого анализа исследуемых сплавов АК7. Расчет размеров ОКР для фазы алюминия показал, что при введении частиц А^СзОНи изменяются незначительно и составляет порядка 90± 10 нм. Размер ОКР фазы кремния незначительно уменьшается от 82 нм до 75 нм. Показано, что с увеличением содержания модифицирующих частиц А14С3 возрастает микродисторсия кристаллической решетки фазы алюминия.

Расчет параметров кристаллической решетки фазы алюминия и кремния показал, что они изменяются незначительно.

Таблица 3. Результаты ренпеиоструктурпото анализа исследуемых сплакон ДК7 в исходном состоянии и при использовании кпмгкпнiнон лнкиуры

Состав Размер ОКР AI. нм Размер ОКР Si. им Микролпсторсии кристаллическом решетки AI 1 lapaMei р решетки AI а. мм 11араме| р решетки Si 1/, им

А К 7 92 82 •Г 1 г 10'( 0.-Ш544 0.54277

АК7+0.16% AI4C3 81 so 4.4-10"' ОАОЯА 0,5-1-130

АК7-И .3% AljC3 106 75 4.3*10"- 0.40442 ... 0.5-1124

Так, в частности, параметр кристаллической peine пси а алюмиппя лежит н диапазоне от 0,40574 до 0,40442 нм (табличное значение а~0.4041)4 им), а параметр кристаллической решетки а кремния около 0,543 им (табличное значение ¿7=0,54307 нм).

На рис. 8 а представлены диаграммы напряжение-деформация при растяжении образцов из технически чистого алюминия. Результаты механических испытаний на растяжение показали, что исходный алюминий имеет предел текучести 10 МПа. Введение композитной лигатуры А1-А1.|Сч и алюминий приводит к увеличению предела текучести. 'Гак, в частности, виедеппе крупных фрагментов композитной лигатуры в расплав обеспечивает возрастание п-и:> до 16 Mlla, а введение мелких фрагмен тов - 20 МГТа.

Измерения твердости по Впккерсу показали, что твердость алюминия незначительно возрастает при введении в пего композитной лигатуры Al-Al.j(.\ и составляет 21,2 кгс/мм", в то время как в исходном алюминии величина твердости HV=18,8 кгс/мм".

На рис. 8 б представлены диаграммы напряжение-деформация при растяжешш образцов из сплавов АК7. Результаты механических испытаний па растяжение показали, что с увеличением содержания карбида алюминия в сплаве существенно возрастает предел текучести: при введении 0.16% А1,(Л5 он составил 55 МПа, а при 1.3% AI4C3 - 60 МПа, в то время как в исходном сплаве А1-С7 35 Ml la.

Измерения твердости сплавов по Впккерсу, показали, что при увеличении объемного содержания карбида алюминия твердость возрастает. В исходном сплаве АК7 твердость HV=60 кгс/мм", в сплаве AK7-I-0.16%А1 |С\ -твердость возрастает и составляет 67 кгс/мм", а при введении 1.3 всс.% карбида алюминия в сплав HV=72 кгс/мм2. Подобные результаты получены при измерении микротвердости сплавов. В исходном сплаве АК7 микрот вердость сос тавляет 11-63 кгс/мм2, в сплаве АК7+0.16'i'oА 1лС'з - 67 кгс/мм". а при введении 1.3 иес.% карбида алюминия в сплав микротвердость возрастает и составляет 78 кчс/мм".

На рис. 9 а представлено изображение деформированной поверхпосш сплава АК7. На поверхности наблюдается развитый деформационный рельеф, со следами пластической деформации в виде полос скольжения.

80 -

Рис. 8 Диаграммы напряжение-деформация сплавов из технически чистого алюминия. 1- исходный алюминий; 2- алюминий, модифицированный крупными фрагментами А1-АЦСз; 3-алюминий, модифицированный мелкими фрагментами А1-А14Сз (а); Диаграммы напряжение-деформация алюминиевых сплавов АК7 с различным количеством АЦСз: 1-АК7 исходный сплав; 2-АК7+0.16%А14С3: 3-АК7+1.3%А14С3 (б).

На рис. 9 б представлена зависимость изменения расстояния между полосами скольжения от количества АЦСз в сплаве. Видно, что расстояние между полосами возрастает с увеличением содержания А14Сз в сплаве. Так, в частности, в исходном сплаве АК7 расстояние между полосами скольжения составляет 1.4 мкм, в сплаве АК7+0.16%А14С3 расстояние увеличивается до 1.6 мкм. При введении в сплав АК7 А14С3 в количестве 1.3% расстояние между полосами скольжения составляет 2.5 мкм. По-видимому, небольшое увеличение расстояния между полосами скольжения происходит в результате повышения сопротивления пластической деформации сплавов, содержащих карбид алюминия.

2.6 -|

0.4 0.6

А14с3

0.8 об.0 о

Рис. 9 Деформированная поверхность сплава АК7 (а) и зависимость изменения расстояния между полосами скольжения от количества А14Сз в сплаве (б)

Полученный комплекс результатов свидетельствует о том, что, применяя метод горячего прессования, возможно синтезировать композитную лигатуру, содержащую в своем объеме наночастицы А14Сд При введении в алюминиевый расплав композитная лигатура будет обеспечивать равномерное распределение упрочняющих включений по объему слитка. Высокодисперсные частицы А14Сд при затвердевании расплава играют роль центров кристаллизации, что приводит к измельчению зерна, и, соответственно, к повышению механических свойств алюминиевых сплавов. Вследствие этого, на практике, возможно использовать такую композитную лигатуру для увеличения физико-механических свойств алюминия и его сплавов.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Экспериментально установлено, что при горячем прессовании нанокри-сталлической порошковой смеси алюминий-шихта, содержащая аморфный углерод и детонационный алмаз, происходит образование высокодисперсной фазы А14Сз. Средний размер кристаллитов для металлической матрицы после горячего прессования составил около 40 нм, а для образовавшегося карбида алюминия 30 нм, в то время как в исходном порошке алюминия размер кристаллитов составлял около 100 нм. Уменьшение размеров кристаллитов алюминия в горя-чепрессованных образцах обусловлено наличием наночастиц А14Сд, сформировавшихся в процессе горячего прессования, и образованием новых границ в материале, вследствие быстрого охлаждения от температуры синтеза.

2. Показано, что с увеличением количества образующегося в процессе синтеза композитов карбида алюминия уменьшается размер кристаллитов металлической матрицы с 60 до 40 нм, а размер кристаллитов А14Сд растет с 20 до 35 нм.

3. Установлено, что с увеличением содержания углерода в исходной смеси порошков возрастает объем порового пространства в получаемых композитах, что обусловлено, вероятно, выгоранием углерода, не вступившего в реакцию в процессе горячего прессования порошковой смеси, по-видимому, в основном его аморфной составляющей.

4. Показано, что средний размер зерна в получаемых композитах уменьшается с 20 до 13 мкм с увеличением содержания углерода в исходной порошковой смеси (следовательно, и карбида алюминия в композите). Уменьшение среднего размера зерен, по-видимому, обусловлено образованием А14С3 в процессе горячего прессования.

5. Образующийся при горячем прессовании карбид алюминия приводит к увеличению предела текучести и эффективного модуля упругости композита тем больше, чем выше его содержание в композите. При этом максимальная прочность композита достигается при содержании углерода в исходной смеси от 1 до 10 вес.%.

6. Показано, что микронапряжения в матрице линейно связаны с макронапряжениями. При этом размеры кристаллитов в матрице и карбидных частицах уменьшаются линейно для А14Сз, а для алюминиевой матрицы сначала постоянны, но с достижением предела текучести также уменьшаются.

7. Установлено, что введение частиц A!jC3 в алюминиевый сплав АК 7 и технически чистый алюминий приводит к существенному увеличению их механических свойств. Результаты механических испытаний при растяжении образцов показали, что с увеличением содержания карбида алюминия в сплаве АК7 существенно возрастает предел текучести: при введении 0.16% АЦСд он составил 55 МПа, а при 1.3% АЦС? - 60 МПа, в то время как в исходном сплаве АК7 он равен 35 МПа. Технически чистый алюминий, содержащий частицы А^Сз, имеет предел текучести при растяжении 20 МПа, то есть в два раза выше, чем в исходном алюминии, у которого аг=10 МПа.

8. Анализ полученных результатов позволил представить ряд направлений использования синтезированных композиционных лигатур при производстве алюминиевых сплавов для различных отраслей промышленности.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

В рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК

1. С.П. Кульков, С.А. Ворожцов. Структура и механические свойства композитов А1-А1.|Сз. // Известия вузов. Физика. 2010. Т.53 №11. -С.44-47.

2. С.А. Ворожцов, С.П. Буякова, С.П. Кульков. Синтез, структура и фазовый состав наноструктурных материалов Al-Al,// Известия вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2011. № 1. -С. 52-57.

В других научных изданиях

1.С.А. Ворожцов. Получение металломатричных композитов с повышенными физико-механическими свойствами. Физика и химия высокоэнергетических систем: Сборник материалов 3 Всероссийской конференции молодых ученых. Томск: ТМЛ-Пресс, 2007. - С. 298-300

2. С.А. Ворожцов, С.Н. Кульков. Получение и свойства металломатричных композитов па основе алюминиевого сплава с карбидом кремния и наноалма-зом: Наука. Технологии. Инновации. Материалы всероссийской научной конференции молодых ученых в 7-мн частях. Новосибирск: Изд-во НГТУ, 2007, часть 2. - С. 136-137с

3. С.А.Ворожцов, С.П. Буякова, С.Н. Кульков. Структура и свойства композиционных материалов на основе нанокристаллического алюминия. Перспективы создания и применения конденсированных высокоэнергетических материалов: Доклады 2 научно-технической конференции молодых ученых. Бийск: Р1зд-во БТИ АлтГТУ, 2008. - С. 57-59

4. С.А.Ворожцов, С.П. Буякова, С.Н. Кульков. Фазовый состав и механические свойства компози та А1-А14С3. Физикохимия ультрадисперсных (нано-) систем. Материалы VIII Всероссийской конференции. М.: МИФИ, 2008, - С. 227

5. С.А.Ворожцов, С.П. Буякова, С.Н. Кульков. Структура и механические свойства нанокристаллических композиционных материалов на основе алюминия: Наука. Технологии. Инновации // Материалы всероссийской научной конференции молодых ученых в 7-ми частях. Новосибирск: Изд-во НГ'ГУ, 2008, часть 2. -С. 53-54

6. С.А. Ворожцов, Т.А. Трутнева. Синтез и свойства композиционного материала на основе алюминия с мапокристаллпческон структурой. Физика и химия высокоэнергетических систем: Сборник материалов пятой всероссийской конференции молодых ученых. Томск: TMJl-ripecc, 20U9.-- С. 484-487

7. С.А. Ворожцов, С.Г1. Буякова, С.II. Кульков. Синтез и свойства наноком-позитов на основе алюминия. // Ультрадисперсные порошки, наноструктуры, материалы: получение, свойства, применение. V Ставеровскпе чтения: "Груды научно-технической конференции с международным участием. Красноярск / Под ред. В.Е. Редькина - Красноярск: ИПК СФУ, 2009. - С. 304-307

11-11550

Подписано в печать 16.05.2011 г. Формат 60x84/16. Гарнитура Тайме. Усл. печ. л. 1,06. Тираж 100 экз.

Отпечатано в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН 634021, г. Томск, пр. Академический, 2/4

2010179950

Введение.

1. Структура и свойства металлических композитов с дисперсными частицами.

1.1.Способы синтеза композитов па основе алюминия.

1.2.Механизмы деформации композитов типа «металл-неметалл».

1.3.Зависимость физико-механических свойств композитов от пористости.

1.4.Использование композитов па основе алюминия в качестве композиционной лигатуры.

1.5. Использование алюминия в автомобильной и аэрокосмической отрасли.

2. Постановка задачи. Материалы и методика исследований.

2.1 .Постановка задачи.

2.2.Материалы и методика исследований.

3. Структура и фазовый состав исходных порошков и горячепрессованных композитов.

3.1.Строение и свойства порошков алюминия, шихты, содержащей детонационные алмазы и оксида алюминия.

3.2.Структура, фазовый состав и параметры тонкой кристаллической структуры горячепрессованных образцов.

3.3.Металлографические исследования горячепрессованных материалов и связь микроструктуры с фазовым составом и параметрами тонкой кристаллической структуры.

4. Характер деформирования и разрушения композитов на основе алюминия и их механические свойства.

4.1.Исследование процесса деформации композитов и связь с параметрами тонкой кристаллической структуры.

4.2. Определение основных механических характеристик горячепрессованных образцов.

5. Механические свойства литого сплава с применением композиционной лигатуры.

5.1 .Фазовый состав и распределение частиц в литом сплаве.

5.2.Механические характеристики сплавов.

5.3.Возможность практического применения полученных результатов.

Во многих секторах, особенно в аэрокосмической и автомобильной промышленности, замена стали на легкие и сверхлегкие композиты приводит к уменьшению веса конструкции и улучшению топливной эффективности. Потребности промышленности в дальнейшем уменьшении общего веса транспортного средства при сохранении его структурной целостности и безопасности вызывают огромную заинтересованность в создании композиционных материалов для сложных конструктивных компонентов. Эта тенденция несомненно будет сохраняться в 21 веке, т.к. транспортный сектор экономики нуждается в глобальном поиске способов уменьшения эмиссии С02 в соответствии с Киотским протоколом и будущей политикой.

Как пример сохранения весового потенциала при увеличении удельных характеристик, 100 кг уменьшения веса магистрального самолета экономит около 20000 гигакалорий энергии и 1900000 кг эмиссии С02 за 30 лет эксплуатации. Подобным образом 100кг уменьшение веса для среднего автомобиля экономит около 25 гигакалорий и 1600 кг ССЬ за 10 лет эксплуатации [1]. Эти цифры особенно впечатляют, если масштабировать их на большое количество самолетов и автомобилей, эксплуатирующихся сейчас и в будущем.

С этой точки зрения стратегической областью исследований является развитие легких и сверхлегких композитов с улучшенными свойствами и высокими удельными характеристиками.

Перспективным направлением является разработка наноструктурных материалов. Многочисленными исследованиями установлено [2,3], что наноструктурные материалы обладают уникальными свойствами и эксплуатационными характеристиками вследствие формирования принципиально иной структуры по сравнению с крупнокристаллическими аналогами. Манометровые и субмикропные размеры структурных элементов обусловливают повышенную прочность, твёрдость, ударную вязкость [4].

Одним из наиболее перспективных композиционных материалов для реализации проблемы уменьшения веса конструкций с сохранением высокой прочности является композит класса ММС — металлическая матрица, армированная высокопрочным упрочнителем [5-25], не растворяющимся в основном металле. В качестве материала такой матрицы могут быть использованы широко применяемые металлы, такие как алюминий, магний, их сплавы.

Кроме того, введение упрочняющих частиц в мягкую металлическую матрицу позволит значительно улучшить ее механические свойства (модуль упругости, прочность, твердость, ударную вязкость), повысить износостойкость, а также придать металлической матрице новые функциональные свойства, например, теплопроводность, термостойкость, и др. Важной характеристикой такого материала является сохранение присущих металлам пластичности и электропроводности, а также возможность изготовления изделий различной формы через расплавы.

Известно, что при производстве литых деталей из алюминиевых сплавов применяются модификаторы в виде лигатур, в которых в качестве упрочняющей фазы используют карбид кремния [5,7-22]. Однако он имеет, как правило, крупнозернистую структуру, что не всегда обеспечивает получение мелкокристаллического и однородного строения слитков по всему объему металла, в результате чего снижаются механические свойства изделий. В последнее время появились работы, в которых в расплав вводят частицы ианопорошков, однако их непосредственное введение в расплав связано с трудностями вследствие их агломерированности, плохой смачиваемости, что затрудняет их прямое введение в жидкий металл.

Решением дапной-проблемы может быть введение в расплавы лигатур, в виде композиционных материалов [26-32], с целью равномерного распределения упрочняющих частиц в алюминиевом сплаве и измельчения его структуры.

Такой композициоыной лигатурой может служить композит на основе алюминия с высокомодульными дисперсными включениями, который при введении в расплав будет обеспечивать равномерное распределение упрочняющих включений по объему слитка.

Получают такие композиционные лигатуры различными методами, но наиболее перспективный среди них способ горячего прессования. Особое достоинство этого метода состоит в том, что при его реализации возможен синтез наночастиц вследствие реакционного спекания [33], которые в наноструктурном состоянии внутри алюминиевого сплава будут играть роль высокодисперсного упрочнителя, сдерживающего развитие дислокаций в процессе деформирования.

Получить такие соединения для лигатур можно, используя неравновесное и высокоактивное состояние углерода в виде, так называемых, детонационных алмазов [34,35] в смеси с нанокристаллическим алюминием [36], когда в процессе горячего прессования идет реакционное взаимодействие компонентов.

Это подтверждается установленными в [16,21,32,37,38], фактами, что в процессе спекания, литья или горячего прессования порошковых смесей алюминия и углерода происходит образование соединения АЦСз.

Активное состояние детонационных алмазов позволит, по-видимому, получить материал для лигатуры при выплавке А1 сплавов и повысить механические свойства сплавов за счет введения в них нанокристаллических частиц образовавшихся соединений.

Таким образом, целыо работы является установление закономерностей структурных и фазовых превращений при горячем прессовании смесей из нанопорошков алюминий-углеродная шихта, содержащая детонационные алмазы, и изучение влияния структуры полученного композита на свойства литого сплава при введении в расплав полученной композиционной лигатуры.

В соответствии с целыо в работе поставлены следующие задачи исследования:

1. Исследовать свойства порошков алюминия, полученного методом ЭВП, и шихты, содержащей детонационные алмазы.

2. Методом горячего прессования синтезировать композиционные материалы из порошковых смесей А1-С.

3. Изучить фазовый состав, параметры тонкой кристаллической структуры, микроструктуру и исследовать механические свойства и деформационное поведение горячепрессованных композитов.

4. Исследовать сплавы па основе алюминия с дисперсными частицами упрочнителя, введенными посредством композиционной лигатуры и изучить их физико-механические свойства.

Основные положении, выносимые на защиту:

1. Комплекс результатов о фазовом составе, параметрах тонкой кристаллической структуре, микроструктуре и механических свойствах горячепрессованных материалов А1-А14С3.

2. Формирование высокодисперсной фазы АЦСз происходит в процессе изотермической выдержки под давлением порошковой смеси алюминий-шихта, содержащая аморфный углерод и детонационный алмаз, вследствие высокой активности нано-«углерода», что обеспечивает минимальные размеры кристаллитов: для алюминиевой матрицы - 40 нм, а для карбида алюминия - 30 им.

3. Введение частиц А14С3 посредством композиционной лигатуры в технически чистый алюминий и алюминиевый сплав АК 7 обеспечивает существенное увеличение механических свойств.

Научная новизна исследований в рамках диссертационной работы состоит в том, что созданы научно-технические подходы получения композитов А1-А14С3 при синтезе высокодисперсной фазы АЦСз в алюминиевой матрице в процессе изотермической выдержки под давлением порошковых смесей алюминий - углерод. Данный подход обеспечивает формирование высокодисперсных высокомодульных включений, находящихся в металлической матрице.

Получен полный комплекс результатов о макро-, микро- и тонкой кристаллической структуре, механических свойствах, и деформационном поведении композитов А1-А1,;Сз, получаемых синтезом реагирующих смесей при изотермической выдержке под давлением. Получены экспериментальные данные, доказывающие эффективность использования высоко дисперсных включений АЦСз в алюминиевых сплавах в качестве упрочняющей добавки, введение которых и гомогенное распределение в расплаве обеспечивается плавлением матричного алюминия композитов А1-А1]Сз.

Практическая значимость работы. На примере системы А1-А14Сз разработан подход создания композитов «алюминиевый сплав - МехСу», обеспечивающий формирование наноструктурных композиционных лигатур.

Доказана эффективность использования полученных материалов А1-А^Сз в качестве композиционной лигатуры в алюминиевых сплавах, введение которых обеспечивает уменьшение размера зерна в металлической матрице и увеличение механических свойств сплавов.

Полученные в диссертационной работе экспериментальные результаты о влиянии состава порошковых смесей алюминий — шихта, содержащей аморфный углерод и детонационный алмаз, на структуру композитов А1-А1,|С3 могут составить основу технологических решений получения композитов с высокомодульными включениями МехСу в матрице лёгких сплавов, направленных на разработку высокопрочных материалов для различных отраслей промышленности.

Апробация работы. Основные результаты диссертации доложены на Всероссийской конференции молодых ученых: «Физика и химия высокоэнергетических систем». (Россия, г. Томск, 24-27 апреля 2007г.), Всероссийской научной конференции студентов, аспирантов и молодых ученых «Наука. Технологии. Инновации.», (Россия г. Новосибирск, 6-9 декабря 2007 г.), Международной школе-семинаре «Многоуровневые подходы в физической мезомеханике. Фундаментальные основы и инженерные приложения», (Россия, г. Томск, 9-12 сентября 2008 г.), II научно-технической конференции молодых ученых «Перспективы создания и применения конденсированных высокоэнергетических материалов», (Россия, г. Бийск, 25-26 сентября 2008 г.), International conference «India-Russia workshop on nano energetic materials», (India, Hyderabad, December 1011, 2007.), Всероссийской конференции молодых ученых: «Физика и химия высокоэнергетических систем». (Россия г. Томск. 22-25 апреля 2009 г.), Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, (Россия, г. Томск, 7-11 сентября 2009 г.) . International conference «High energy materials 2009», (France, Biarritz, October 5-7, 2009.), Научно-технической конференции с международным участием V Ставеровские чтения. (Россия, г. Красноярск, 15-16 октября 2009 года.)

Основные результаты диссертации опубликованы в работах [109,110, 119-128] и защищены Европейским патентом № 102009039323.4 «Metallischer Werkstoff und Verfahren zu dessen Herstellung» и положительным решением о выдачи патента РФ от 04.08.2010 г. «Способ введения упрочняющих частиц в алюминиевые сплавы». Заявка на патент РФ № 2009103499/02 Работа выполнена в рамках следующих проектов:

1. Проект III.20.2.3 программы фундаментальных исследований СО РАН па 2010-2012 гг.

2. Проект 3.6.2.3 программы фундаментальных исследований СО РАН на 2007-2009 гг.

3. Проект ФЦП Научные и научно-педагогические кадры инновационной России на 2009 - 2013 годы. Проект: «Исследование и разработка высокотехнологичных способов введения упрочняющих частиц в расплавы для создания высокопрочных нанокристаллических композитов на основе лёгких сплавов». № П2140.

4. Проект Фонда содействия развитию малых форм предприятий в научно-технической сфере по программе «Старт09». Проект: «Разработка способа получения и организация опытно-промышленного производства нанокристаллических композиционных материалов А1-АЦСз методом горячего прессования» № 09-6-Н3.6-0035

5. Проект Российского фонда фундаментальных исследований. Проект № 10-08-90724-мобст

Достоверность результатов обеспечивается комплексным подходом к решению поставленных задач и использованием апробированных методов и методик исследования, применением статистических методов обработки данных, анализом литературы, согласованием полученных результатов с данными других авторов.

Личный вклад автора состоит в получении композиционных материалов методом горячего прессования, проведении металлографических, рентгеноструктурпых и рентгенофазовых исследований, механических испытаний, сопоставлении полученных результатов с литературными данными и формулировании основных научных положений и выводов.

Структура и объем диссертационной работы. Диссертационная работа состоит из введения, пяти разделов, заключения, списка использованных источников, включающего 128 наименований. Работа изложена на 152 странницах машинописного текста, имеет 50 рисунков и 6 таблиц.

Выводы по 5 разделу:

1. Показано, что введение частиц А14С3 в алюминиевый сплав АК7 и технически чистый алюминий приводит к существенному увеличению их механических свойств. Результаты механических испытаний при растяжении образцов показали, что с увеличением содержания карбида алюминия в сплаве АК7 существенно возрастает предел текучести: при введении 0.16% АЦСз он составил 55 МПа, а при 1.3% АЦСз - 60 МПа, в то время как в исходном сплаве АК7 он равен 35 МПа. Технически чистый алюминий, содержащий частицы ЛЦСз имеет предел текучести при растяжении 20 МПа, т.е. выше в два раза, чем в исходном алюминии, у которого ат=10 МПа.

2. Экспериментально установлено, что введение композиционной лигатуры А1-А14Сз в технически чистый алюминий и алюминиевый сплав марки АК7 приводит к увеличению их твердости. Так, измерения твердости сплавов по Виккерсу, показали, что в исходном сплаве АК7 твердость ЬГУ^бО кгс/мм", в сплаве ЛК7+0.16%Л1|Сз твердость возрастает и составляет 67

2 2 кгс/мм , а при введении 1.3 вес.% карбида алюминия в сплав НУ—72 кгс/мм .

Введение композиционной лигатуры Л1-АЦС3 в технически чистый алюминий приводит к увеличению твердости до величины 21,2 кгс/мм2, в то

Г} время как в исходном алюминии величина твердости НУ=18,8 кгс/мм".

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В соответствии с поставленной целыо, методом горячего прессования из нанокристаллических порошков алюминия и шихты, содержащей аморфный углерод и детонационный алмаз, были синтезированы композиционные материалы AI-AI4C3. По данным рентгеноструктурного анализа установлено, что А14С3 имеет нанокристаллическую структуру.

Синтез композитов Al-Al.iC3 горячим прессованием позволил получить комплекс данных о физико-механических свойствах материалов в зависимости от содержания углерода в исходной порошковой смеси.

В настоящее время для модифицирования алюминиевых сплавов используют композиционные лигатуры в виде соединений AIN, Al-Ti, Al-Ti-С или Al-Ti-B. Однако, прямое введение таких лигатур в расплав невозможно без использования специальных сложных солей и высокого давления при пропитке, более того образование соединения TiAl3 и агломератов частиц TiB2, неравномерно распределенных по сечению прутков, способствует недостаточному измельчению зерна и неоднородности структуры по сечению слитка, что приводит к снижению механических свойств сплавов.

Одной из задач настоящих исследований было использование материала А1-АЦС3 в качестве композиционной лигатуры для модифицирования алюминиевых сплавов. Показано, что введение такой композиционной лигатуры в алюминиевые расплавы возможно без использования сложных солей, а частицы А1-А14С3 хорошо смачиваются расплавом без перегрева материала. Это, в свою очередь, приводит к увеличению механических свойств сплавов в результате дисперсного упрочнения.

Показана принципиальная возможность решения актуальной задачи современного материаловедения, такой как увеличение механических свойств алюминиевых сплавов, посредством введения в них композиционной лигатуры.

На основании проведенных экспериментальных исследований можно сформулировать следующие выводы:

1. Экспериментально установлено, что при горячем прессовании нанокристалл и ческой порошковой смеси алюминий-шихта, содержащая аморфный углерод и детонационный алмаз, происходит образование высокодисперсиой фазы А14С3 Средний размер кристаллитов для металлической матрицы после горячего прессования составил около 40 нм, а для образовавшегося карбида алюминия 30 нм, в то время как в исходном порошке алюминия размер кристаллитов составлял около 100 нм. Уменьшение размеров кристаллитов алюминия в горячепрессованных образцах обусловлено наличием напочастиц А14С3, сформировавшихся в процессе горячего прессования и образованием новых границ в материале, вследствие быстрого охлаждения от температуры синтеза.

2. Показано, что с увеличением количества образующегося в процессе синтеза композитов карбида алюминия уменьшается размер кристаллитов металлической матрицы с 60 до 40 нм, а размер кристаллитов А14С3 растет с 20 до 35 нм.

3. Установлено, что с увеличением содержания углерода в исходной смеси порошков возрастает объем порового пространства в получаемых композитах, чю обусловлено, вероятно, выгоранием углерода, не вступившего в реакцию в процессе горячего прессования порошковой смеси, по-видимому, в основном его аморфной составляющей.

4. Показано, что средний размер зерна в получаемых композитах уменьшается с 20 до 13 мкм с увеличением содержания углерода в исходной порошковой смеси (следовательно, и карбида алюминия в композите). Уменьшение среднего размера зерен, по-видимому, обусловлено образованием А14Сз в процессе горячего прессования.

5. Образующийся при горячем прессовании карбид алюминия приводит к увеличению предела текучести и эффективного модуля упругости композита тем больше, чем выше его содержание в композите. При этом максимальная прочность композита достигается при содержании углерода в исходной смеси от 1 до 10 вес.%.

6. Показано, что микронапряжения в матрице, линейно связаны с макропапряжениями. При этом размеры кристаллитов в матрице и карбидных частицах уменьшаются линейно для АЦСз, а для алюминиевой матрицы сначала постоянны, но с достижением предела текучести также уменьшаются.

7. Установлено, что введение частиц А1]С3 в алюминиевый сплав АК 7 и технически чистый алюминий приводит к существенному увеличению их механических свойств. Результаты механических испытаний при растяжении образцов показали, что с увеличением содержания карбида алюминия в сплаве АК7 существенно возрастает предел текучести: при введении 0.16% А14С3 он составил 55 МПа, а при 1.3% АЦСз - 60 МПа, в то время как в исходном сплаве АК7 он равен 35 МПа. Технически чистый алюминий, содержащий частицы А1,,С3 имеет предел текучести при растяжении 20 МПа, т.е. выше в два раза, чем в исходном алюминии, у которого ах=10 МПа.

8. Анализ полученных результатов позволил представить ряд направлений использования синтезированных композиционных лигатур при производстве алюминиевых сплавов для различных отраслей промышленности.

В заключении автор выражает глубокую признательность и благодарность своему научному руководителю — доктору физико-математических паук, профессору Сергею Николаевичу Кулькову за неоценимую помощь при обсуждении результатов.

1. Полмеар Я. Легкие сплавы: от традиционных до нанокристаллов. Москва: Техносфера. 2008. 464 с.

2. Teipel U. Energetic Materials. Particle Processing and Characterization. //

3. Properties and Application of Ultrafinc Diamond Particles. 2005. 621 p.

4. Алымов М.И. Порошковая металлургия напокристаллическихматериалов. М.: Наука, 2007. 169 с.

5. Jiang L., Wu G., Sun D., Zhang Q., Chen J. Microstructure and mechanicalbehavior of sub-micro particulate-reinforccd A1 matrix composites.// Journal of material science letters. 2002. - №21. - P. 609-611

6. Гульбин В., Попов В., Севостьянов И. Металломатричные композиты,упрочненные высокотвердыми панопорошками. Наноиндустрия. Том 1. 2007. С. 16-19

7. Peng Н. X., Fan Z., Evans J. R. G. Novel MMC microstructure with tailoreddistribution of the reinforcing phase. Journal of Microscopy. Vol. 201, Pt. 2. 2001, P. 333-338

8. Feng Z., Lin C., Lin J., Luo J. Pitting behavior of SiCp/2024 A1 metal matrixcomposites. Journal of material science №33. 1998. P. 5637 5642

9. Surappa M.K. On the nature of particle flow during extrusion of cast 6061

10. Al/SiCp composites. Journal of material science letters. №12. - 1993. - P. 1272-1273.

11. Zhou Y., Li J., Nutt S., Lavcrnia E. J. Spray forming of ultra-fine SiC particlereinforced 5182 Al-Mg. Journal of material science №35. 2000. P. 4015 -4023

12. Bauri R., Surappa M.K. Damping Behavior of Al-Li-SiCp Composites Processed by Stir Casting Technique. Mettalurgical and materials transactions A. Vol. 36A, 2005. P. 667-673

13. Thimmarayan R., Thanigaiyarasu G. Effect of particle size, forging and ageing on the mechanical fatigue characteristics of A16082/SiCp metalmatrix composites. Int. J. Adv. Manuf. Technol. Vol. 48. № 5-8. 2010. P. 625-632.

14. Weng Wong Ch., Gupta M., Lu L. Effect of variation in physical properties of the metallic matrix on the microstructural characteristics and the ageing behaviour of Al-Cu/SiC metal matrix composites. Journal of material science №34. 1999. P. 1681 1689.

15. Soon L. P., Gupta M. Synthesis and recyclability of Al/SiC and Mg/SiC composites using an innovative disintegrated melt deposition technique. Journal of material science letters. №20. 2001. P. 323- 326

16. Sakthivel A., Palaninathan R., Velmurugan R., Raghothama Rao P. Production and mechanical properties of SiCp particle-reinforced 2618 aluminum alloy composites. Journal of material science. 2008. №43. P. 7047-7056.

17. Mahamood Hassan A., Turki Mayyas A., Alrashdan A., Hayajneh M. T. Wear behavior of Al-Cu and Al-Cu/SiC components produced by powder metallurgy. Journal of material science. №43. 2008. P. 5368-5375.

18. Pech-Canul M. I., Ortcga-Celaya F., Pech-Canul M. A. Influence of Si02 in SiCp on the microstructure and impact strength of Al/SiCp composites fabricated by pressurcless infiltration. Mechanics of Composite Materials, Vol. 42. №. 3. 2006. P. 283-296

19. Kipouros G.J., Caley W.F., Bishop D.P. On the advantages of using powder metallurgy in new light metal alloy design. Metallurgical and material transactions A. 2006. Vol.37A. P. 3429-3436

20. Manna R., Sarkar J., Surappa M.K. Effect of second phase pracipitates on recovery and recrystallization behavior of cold-worked A12024-SiCp composites. Journal of material science. №31. 1996. P. 1625-1631

21. Bhat M.S.N., Surappa M.K., Sudhakcr Nayak H.V. Corrozion behavior of silicon carbidc particle reinforced 6061/A1 alloy composites. Journal of material science. №26. 1991. P. 4991-4996.

22. Sang-Chul Kim, Moon-Tae Kim, Sungkyu Lee, Hyungsik Chung, Jae-Hwan Ahn. Effects of copper addition on the sintering behavior and mechanical properties of powder processed Al/SiCp composites. Journal of material science №40. 2005. P. 441- 447

23. Geng L., Yao C.K. SiC-Al interface bonding mechanism in a squeeze casting SiCw/Al composite. Journal of materials sciences letters. 1995. №14. P. 606-608.

24. Srivatsan T.S. Microstructure, tensile properties and fracture behavior of A1203 particulate-reinforced aluminium alloy metal matrix composite. Journal of Materials Science №31. 1996. P. 1375-1388.

25. Gupta M., Srivatsan T.S. Microstructure and Grain Growth Behavior of an Aluminum Alloy Metal Matrix Composite Processed by Disintegrated Melt Deposition. Journal of Materials Engineering and Performance. Vol. 8(4) 1999. P. 473-478.

26. Kaptay G. Interfacial Criterion of Spontaneous and Forced Engulfment of Reinforcing Particles by an Advancing Solid/Liquid Interface. Metallurgical and material transactions A. Vol. 32A. 2001. P. 993-1005

27. Zhu Man, Yang Gencang, Yao Lijuan, Cheng Suling, Zhou Yaohe. Influence of Al-Ti-B addition on the microstructure and mechanical properties of A356 alloys. Rare Metals. Vol. 28. No. 2. 2009. P. 181-186

28. Bai-Qing Zhang, Hong-Sheng Fang, Jiang-Guo Li, Hong-Tao Ma. An investigation on microstructures and refining performances of newly developed Al-Ti-C grain refining master alloys. Journal of Materials Science letters №19. 2000. P. 1485 1489

29. Yan You-Wei, Fu Zheng-yi, Yuan Run-zhang. Grain refining performance of SHS Al-50TiC master alloys for commercially pure aluminum. // Journal of Wuhan University of Technology Mater. Sci. Ed. 2002. Vol. 17. №3. P. 13-16.

30. Wang J.H., Yi D.Q. Preparation and Properties of Alloy 2618 Reinforced by Submicron AIN Particles. Journal of Materials Engineering and Performance Vol. 15 (5). 2006. P. 596-600

31. Shabestari S. G., Shahri F. Influence of modification, solidification conditions and heat treatment on the microstructure and mechanical properties of A356 aluminum alloy. Journal of Materials Science №39. 2004. P. 2023 -2032.

32. Chedru M., Vicens J., Chermant J. L., Mordike B. L. Aluminiumaluminium nitride composites fabricated by melt infiltration under pressure. Journal of Microscopy, Vol. 196, Pt. 2, 1999, P. 103-112.

33. Frage N., Frumin N., Levin L., Polak M., Dariel M.P. High-Temperature Phase Equilibria in the Al-Rich Corner of the Al-Ti-C System. Metallurgical and material transactions A. Vol. 29A. 1998. P. 1341-1345

34. Скороход В.В., Солонин С.M. Физико-металлургические основы спекания порошков. М.: Металлургия, 1984. - 158 с.

35. Vereschagin A.L., Sakovich G.V., Komarov V.F., Petrov E.A. Properties of ultrafine diamond clusters of detonation synthesis. Diamond Relat. Mater. 1993. Vol. 2. №3. P. 160-162.

36. Сакович Г.В., Комаров В.Ф., Петров E.A. Синтез, свойства, применение и производство напоразмерных синтетических алмазов. Сверхтвердые материалы. 2002. № 3. С. 3-23.

37. Лернер М. И., Шаманский В. В. Формирование наночастиц при воздействии на металлический проводник импульса тока большой мощности. Журнал структурной химии. 2004. Том 45. С. 112 115.

38. Portnoi К.1., Zabolotskii A.A., Timofeeva N.I. Effect of matrix composition on the reaction of the components of C-Al composite materials. Metallovedcnie I termicheskaya obrabotka metallov. №11. 1980. P. 32-33

39. Besterci M., Ivan J., Velgosov'a O., Hvizdo's P. Influence of АЦС3 particle volume fraction on fracture mechanism in AI-AI4C3 composite. Journal of Materials Science №39. 2004. P. 1071 1074

40. Lee J.C., Subramanian K.N. Effect of cold rolling on the elastic properties of (Al203)p-Al composite. Journal of materials science. 28. 1993. P. 15781584

41. Анциферов B.H., Бобров Г.В., Дружинин JT.K. и др. Порошковая металлургия и напыленные покрытия. М.: Металлургия, 1987. 792 с.

42. Тучинский Л.И. Композиционные материалы получаемые методом пропитки. М.: Металлургия. 1986. 200 с.

43. Мэттыоз Ф., Ролингс Р. Композитные материалы. Механика и технология. Москва: Техносфера. 2004. 408 с.

44. Фетисов Г.П., Карпмап М.Г., Матюнин В.М. и др. Материаловедение и технология металлов: Учеб. для студентов машиностроит. спец. вузов / Под ред. Г.П. Фетисова. М.: Высш. шк., 2005. — 862 с.

45. Оборин Л. А., Черепанов А. И., Мамина Л. И., Стацура В. В. Условия взаимодействия компонентов в литейных композиционных материалах // Литейщик России. 2004. - № 1. - С. 37-38.

46. Никифорова Э. М. Теоретические основы, технология получения и свойства порошковых материалов: курс лекций. Красноярск: ИПК СФУ, 2009.-300 с.

47. Шатт, В. Порошковая металлургия. Спеченные и композиционные материалы / В. Шатт. М.: Металлургия, 1999. - 519 с.

48. Фиалков, А. С. Углерод — межслоевыс соединения и композиты на его основе. — М.: Аспект Пресс, 1997. — 134 с.

49. Мэттыоз Ф. Механика и технология композитных материалов— Изд-во «РИЦ Техносфера», 2003. 320 с.

50. Пейсахов, А. М. Материаловедение и технология конструкционных материалов. М. : Изд-во Михайлова В.А., 2005. 145 с.

51. Костиков, В. И. Композиционные материалы па основе алюминиевых сплавов, армированных углеродными волокнами — М.: Металлургия, 2000.-446 с.

52. Сумм Б. Д. Физика и химия межфазных явлений. ТГУ. — Тверь, 1998. -100 с.

53. Еременко В.П., Найдич Ю.В., Лаврипенко И.А. Спекание в присутствии жидкой металлической фазы. Киев: Наук. Думка, 2002. Т.1. 571 с.

54. Петросяп А. Порошковая металлургия и технология композиционных материалов. М.: А. С. Петросяп, 2007. - 240 с.

55. Конева П.А. Природа стадий пластической деформации. Соровский образовательный журнал. №10. 1998. С. 99-105

56. Orowan Е. Conditions for dislocation passage of précipitâtes. // Proc. Symp. Intern. Stress in metals and alloys. London: Inst. Met. 1948. P. 451-454.

57. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Печковский Э.П. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов. — Киев: Наукова думка,- 1989. 256 с.

58. Chang L.C., Genzamer M. Acta metallurgical, №1, 1953. 483 p.

59. Апселл С. Механические свойства двухфазных сплавов // Физическое металловедение / Под. Ред. Р. Каина. М.: Мир, 1968. Том 3. С. 327370

60. Браутман Л., Крок Р. Современные композиционные материалы. М.: Мир, 1979.-671 с.

61. Trumper R., Sherwood P., Clifford A. Metal matrix composites. Aerospace Proc. 2-4 April 1986, London, P. 249-261.

62. Chawla N., Andres C., Jones J.W., Allison J.E. Effect of SiC volume fraction and particle size on the fatigue resistance of a 2080 Al/SiCp composite. Metallurgical and materials transactions A. 1998. Vol. 29A. P. 2843-2854.

63. Kamat S.V., Mirth J.P. Fracture of alumina particulate reinforced aluminium alloy matrix composite. Bull. Mater. Sci., Vol. 14, №5, 1991, pp. 1197-1203

64. N.J. Petch. The cleavage strength of polycrystals. Journal of Iron Steel Inst. 1953. V. 174. -P. 25-28.

65. Iieslop J., Pelch N.J. The ductile-brittle transition in the fracture of a-iron. Philosophical Magazine. Vol. 3. 1958. P. 1128-1136.

66. Flom Y. Arscnault R.J. Defotmation of SiC/Al Composites.// Mechanical Behavior of Materials-Proc. 5 Int Conf., Beijing, China, 3-6 June, 1987, P. 1253-1260.

67. Lin S.J., Lin C.A., Wu G.A., Horng J.L. Sliding wear of Al203p/6061 A1 composite. Journal of Materials Science №31. 1996. P. 3481-3486

68. Guagliano M. A numerical model to investigate the role of residual stresses on the mechanical behavior of А1/ Al203 particulate composites.// Journal of Materials Engineering and Performance. 1998. - Vol. 7(2). - P. 183-189

69. Xiaoxin Xia, McQueen H.J. Deformation behavior and microstructure of 20% A1203 reinforced 6061 A1 composite.// Applied composite materials. -1997. № 4. - P. 333-347.

70. Kouzeli M., Dunand D.C. Effect of temperature and strain rate on the compressive flow of aluminum composites containing submicron alumina particles. Metallurgical and materials transactions A. Vol. 35A. 2004. P. 287-292

71. Park B. G., Crosky A. G., I-Iellier A. K. Material characterisation and mechanical properties of A1203-A1 metal matrix composites. Journal of Materials Science №36. 2001. P. 2417-2426.

72. Enver Atic. Mechanical properties and wear strengths in aluminium-alumina composites. Materials and structures. Vol. 31. 1998. P. 418-422

73. Go'mez De Salazar J. M., Barren a M. 1. The influence of Si and Mg rich phases on the mechanical properties of 6061 Al-matrix composites reinforced with A1203. Journal of Materials Science №37. 2002. P. 14971502

74. Vend A., Bobic' 1., Jovanovic' M. T., Babic' M., Mitrovic S. Microstructural and Tribological Properties of A356 Al-Si Alloy Reinforced with A1203 Particles. Tribol. Lett. Vol. 32. 2008 P. 159-170.

75. Gao Y., Jia J., Loehman R.E., Ewsuk K.G., Fahrenholtz W.G. Microstructure and composition of A1-A1203 composites made by reactive metal penetration. Journal of Materials Scicnce №31. 1996. P. 4025-4032

76. Oguocha I. N. A., Radjabi M., Yannacopoulos S. The effect of cooling rate on the quench sensitivity of 2618 A1/A1203 MMC. Journal of Materials Science №35. 2000. P. 5629-5634

77. Wu G. I-L, Zhu D. Z., Chen G. Q., Jiang L. T., Zhang Q. Adiabatic shear failure of high reinforcement content aluminum matrix composites. Journal of Materials Science №43. 2008. P. 4483-4486

78. Veith M., Faber S., Hempelmann R., Janssen S., Prewo J., Eckerlebe H. Synthesis and microstructurc of nanostructured А1-А120з(Н)- composite. Journal of Materials Science №31. 1996. P. 2009-2017

79. Pyzalla A., Camin В., Lehrer B. at al. Tn-situ observation of creep damage in А1-АЬОз MMCs by synchrotron X-ray tomography. Material Diagnostics and Steel Technology. Vol. 49. 2006. P. 73-78

80. Vogelsang M., Arsenault R.J., Fisher R.M. An in situ HVEM study of dislocation generation at Al/SiC interfaces in metal matrix composites. Metallurgical transactions A. Vol. 17A. 1986. P. 379-389

81. Shi N., Arsenault R.J., Krawitz A.D., Smith L.F. Deformation-induced residual stress changes in SiC whisker-rein forced 6061 Al composites. Metallurgical transactions A. Vol. 24A. 1993, P. 187-196

82. Гуткин М.Ю., Овидысо И.Л. Предел текучести и пластическая деформация нанокристаллических материалов // Успехи механики.2003. № 1. С. 68-125.

83. Besterci М., L'udovit Parilak. Microstructure and mechanical properties of AI-AI4C3 materials.// Metallic Materials with High Structural Efficiency.2004. P. 195-202.

84. Velgosova O., Besterci M., Hvizdos P., Kulu P. Analysis of A1-12A14C3 composite.//Materials science. 2006. - Vol. 12, №3. - P. 199-201.

85. Besterci M., Dobes F., Kulu P., Si'illeiova K. Using small punch testing method for the analysisof creep behaviour of AI-AI4C3 compositcs. Estonian Journal of Engineering. 2010.Vol. 16. № 3. P. 243-254

86. Jangg, G., Kutner, F. and Korb, G. Hcrstcllung und Eigenschaflen von dispersionsgeharteten Aluminium. Aluminium. 1975. № 51. P. 641-645

87. Стрелецкий A.H., ГГовстугар И.В., Борупова А.Б., Ломаева С.Ф., Бутягин П.Ю. Механохимическая активация алюминия. 4. Кинетика механохимического синтеза карбида алюминия.// Коллоидный журнал. 2006. Т. 68. №4. С. 513-524.

88. Streletskii A.N., Mudrctsova S.N., Povslugar I.V., Butyagin P.Yu. Mechanochemical activation of aluminum: 5. Formation of aluminum carbide upon heating of activated mixtures.// Colloid Journal. 2006. Vol. 68. No. 5. P. 623-631.

89. Streletskii A.N., Kolbanev I.V., Borunova A.B., Butyagin P.Yu. Mechanochemically activated aluminium: Preparation, structure, and chemical properties.// Journal of material science. 2004. №39. P. 51755179.

90. Скороход В.В., Штерн М.Б., Мартынова И.Ф. Основные направления развития модельных представлений о деформируемом пористом теле. Технологическая и конструкционная пластичность порошковых материалов. Киев: ИПМ. 1988. 106 с.

91. Поляков В.В. Физические свойства и деформационное поведение пористых металлов: Дисс. Доктора ф.-м. наук. Томск Барнаул. 1995. 318 с.

92. Оделевский В.И. Расчет обобщенной проводимости гетерогенных систем. 2. Статистические смеси невытянутых частиц. ЖТФ. 1951. Т. 21. В. 6. С. 628-635

93. Петч Н. Дж. Разрушение металлов // Разрушение. М.: Мир. 1973. Т. 1. С. 376-420

94. Броек. Д. «Основы механики разрушения». Пер. с англ. М.: Высшая школа, 1980, 367 с.

95. Lin I.-Y. Ductility improvement in particle-reinforced aluminum composites. A ductile-fracture model based on void nucleation andgrowth.//Mechanical Behavior of Materials-Proc. 5 Int Conf., Beijing, China, 3-6 June, 1987, P. 1261-1264.

96. Бельгейзимер Я.Е., Гетманский А.П. Модель развития пластической деформации пористых тел в приближении теории протекания. Порошковая металлургия. 1988. №10. С. 17-20

97. Бельгейзимер Я.Е. Пластическая деформация пористых тел. Порошковая металлургия. 1987. №3. С. 11-17

98. Патент РФ №2177047, МПК С22С 1/02, 2001

99. Патент РФ №2323991, МПК CI С22С 1/10, 2008

100. Granger D. Л. In Proc. Int. Seminar on Refining and Alloying of Liquid Aluminum and Ferro-alloys, Trondhcim, Norway (1985) 231 p.

101. Helms H., Lambrecht U. The Potential Contribution of Light-Weighting to Reduce Transport Energy Consumption. Int. J. LCA 12 (2) 140 (2007), P. 58-64

102. Staley J.Т., Lege D.J. Advances in aluminium alloy products for structural applications in transportation. Journal dc physique.Vol.4. №3. 1993. P. 7179

103. Hyatt M.V., Warren A.S. Boeing Airplane company and Airbus industrie

104. Скороход В.В., Солонин С.М. Физико-металлургические основы спекания порошков. М.: Металлургия, 1984. - 158 с.

105. Ворожцов С.А., Буякова С.П., Кульков С.Н. Синтез, структура и фазовый состав иапоструктурпых материалов Л1-А14С3 // Известия вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2011. № 1 С. 52-57.

106. Кульков С.H., Ворожцов С.А. Структура и механические свойства композитов AI-AL1C3.// Известия вузов. Физика. 2010. Т.53 №11 С.44-48.

107. Андриец С.П., Дедов Н.В., Кутявин Э.М. и др. Структура и свойства плазмохимических порошков оксида алюминия. // Известия вузов. Цветная металлургия. №3. 2008. С. 64-70

108. Плотников В.А., Демьянов Б.Ф., Макаров C.B. Влияние алюминия на взаимодействие папокристаллов детонационного алмаза при высокотемпературном отжиге. Письма в ЖТФ. Том 35, вып. 10. 2009. С. 73-79

109. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия. 1970. 375 с.

110. Уманский Я.С., Скаков, Ю.А., Иванов А.Н, Расторгуев JI.H. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. М.: Металлургия. 1982. 632 с.

111. Горелик С.С., Скаков, Ю.А., Расторгуев JI.H. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.: МИСИС. 1994. 328 с.

112. Сплав марки АК7, ГОСТ 1583-93

113. Андриевский P.A., Глезер A.M. Прочность наноструктур. Успехи физических наук. Т. 79. №4. 2009. С. 337-358

114. Зипср К., Холломоп Дж. Проблемы неупругой деформации металлов. Успехи физических наук. Т. 31, В. 1. 1947. С. 16-37

115. Ворожцов С.А. Получение мсталломатричных композитов с повышенными физико-механическими свойствами. Физика и химия высокоэнергетических систем: Сборник материалов 3 Всероссийской конференции молодых ученых. Томск: ТМЛ-Пресс, 2007. -С. 298-300

116. Ворожцов С.А., Кульков С.Н. Получение и свойства металломатричпых композитов на основе алюминиевого сплава с карбидом кремния и напоалмазом: Наука. Технологии. Инновации.

117. Материалы всероссийской научной конференции молодых ученых в 7-ми частях. Новосибирск: Изд-во НГТУ, 2007. Часть 2 С. 136-137

118. Ворожцов С.А., Буякова С.П., Кульков С.Н. Фазовый состав и механические свойства композита AI-AI4C3. Физикохимия ультрадисперспых (паио-) систем. Материалы VIII Всероссийской конференции. М.: МИФИ, 2008, С. 227

119. Ворожцов С.А., Буякова С.П., Кульков С.Н. Синтез и механические свойства композитов A1-AL,C3 с папокристаллической структурой.//

120. Тезисы докладов. Третья всероссийская конференция по наноматериалам НАНО-2СЮ9. Екатеринбург 20-24 апреля 2009 г. — Екатеринбург: Уральское изд-во, 2009. С. 743-746