Национальной академии наук республики казахстан
жүктеу/скачать 9,42 Mb. Pdf көрінісі
|
- Бұл бет үшін навигация:
- Резул компонен 1.1 А основной 1а. Рисуно 4–5227
- ISSN 2224–5227
- ЛИТЕРАТУРА
Введение. В настоящее время в мире намечена тенденция к возрастанию исследований в области создания и широкого применения металломатричных композиционных материалов [1-3]. Наиболее дешевыми и надежными являются материалы на основе алюминиевых сплавов, подвергнутых модифицированию и армированию тугоплавкими дисперсными частицами [4]. Среди отличительных свойств таких материалов можно выделить высокие антифрикционные и прочностные свойства, жаропрочность, жесткость, малую плотность, которые обеспечивают существенное снижение массы изделий и конструкций, уменьшают расход материала на изделие с одновременным повышением надежности и увеличением ресурса их работы. Необходимость создания новых композиционных алюминиевых материалов (КАМ) и технологий их получения продиктована как получением конкурентоспособной продукции, так и ситуацией постепенного истощения природного элитного сырья, его удорожания. В этом плане составляющие КАМ должны быть доступны и дешевы. С этих позиций состав поверхности земной коры содержит до 50% SiO 2 , около 30% Al 2 O 3 и только 10% Fe. По этой причине человечество в последние годы более интенсивно осваивает добычу Al 2 O 3 для получения алюминия и материалов на его основе. Применение графита в антифрикционных сплавах на основе алюминия дало новый импульс к разработке и внедрению технологий, направленных на замену дефицитных и дорогостоящих бронз, используемых в парах трения [5-6]. Несмотря на успехи, достигнутые в этой области, необходимо отметить основные недостатки таких материалов: повышенная газонасыщенность сплава, низкая прочность и износостойкость получаемых изделий, а также невозможность применения данного способа для получения изделий сложной конструкции. Поэтому задачей настоящих исследований является повышение износостойкости изделий из силуминов и их прочности за счет измельчения структуры материала и ее стабилизации при последующей пластической деформации и термообработке [7]. Методы исследования. В соответствии с поставленной задачей исследовалась возможность замены при создании новых материалов дорогостоящего фуллерена на более дешевый фуллеренсодержащий материал. Для получения разрабатываемых композитов использовалась литейно-деформационная технология (технология in-suit), включающая смешивание порошковых компонентов шихты и проведение механоактивации полученной смеси, экструдирования шихты с получением лигатуры и получение композиционных материалов на основе алюминиевой матрицы при литье [8]. Образцы готовились из порошков алюминия с размером частиц основной фракции 5–100 мкм или измельченной стружки сплава АК9 и ряда наноуглеродных материалов в соотношении Al – до 10 масс. % С в исходной смеси. ISSN 222 В кач - фул - фул - фул - угл INC., СШ Для использов Лига 780°С, в алюминие контроли Техн материало экструдир Далее таб получали Меха центральн компонен Резул компонен 1.1 А основной 1а. Рисуно 4–5227 честве угле ллереносоде ллерены С60 ллереновая ч еродные ми ША. получения вали сплав А атуры, содер ремя распл евый распл ровали мно нология пол ов в плане рование. Ме блетки экст и лигатуру в аноактиваци ного вала 4 нтов 20:1. льтаты ис нтов шихты. Алюминиевы й фракции 5 ок 1 – Топограм в – тонкая стр еродных мат ержащая саж 0 [9], произв чернь, инсти икрочастицы я разрабат АК9. Распла ржащие 10 лавления л лав рассчиты гоканальны лучения ли етарной ме еханоактиви трудировали виде прутк ионная обр 400-600 об/ сследовани . ый порошок 5–100 мкм. Т а в ммы порошка: руктура порош териалов исп жа, производ водства инст итута им. И ы размером тываемого ав готовили мас.% угле игатур сос ывалось из ым регистрат игатуры вк ельнице, ко ированные и при темпе ов. работка пр /мин и соот й и их о к. Образцы Топограмма а : а – исходный шка фуллерено 47 пользовали: дства инсти титута им. И оффе, Санкт 3, 4, 9 мкм, композицио в индукцио ерода, ввод тавило 3-5 условия 1 тором РМТ ключала: ме омпактирова порошки ко ературе 450 роводилась тношении м обсуждение готовились а исходного й порошок алю овой черни, г–п : итута им. Ио Иоффе, Сан т-Петербург производст онного ма онной печи И дили в расп мин. Кол мас.% угле 39D, подклю еханоактива ание в же омпактиров 0-500°С с к 30-40 м массы мелю . 1. Резул ь из порошк о порошка а г юминия, б – то порошок микр оффе, Санкт кт-Петербур г; тва ASBURY атериала в ИСВ 0,004. плав АК9 п личество вв ерода в ком юченным к ационную стких прес али в табле коэффициен минут при ющих тел к льтаты иссл ков алюмини алюминия п б онкая структур окристалличес т-Петербург рг; Y GRAPHIT качестве при темпера водимой ли мпозите. Те ПК. обработку сс-формах и етки при P= нтом вытяжк частоте к массе заг ледований ия с размер приведена н ра фуллереново ского углерода № 3. 2016 ; TE MILLS, базового атуре 750– игатуры в мпературу исходных и горячее =450 МПа. ки ≥ 10 и вращения гружаемых исходных ром частиц на рисунке ой сажи, а Доклады Национальной академии наук Республики Казахстан 48 1.2 Фуллереновая сажа . Результаты исследования порошка фуллереновой сажи ФТИ им. А.Ф. Иоффе, РАН в сканирующем электронном микроскопе приведены на рисунке 1б. Порошок состоит из дисперсных частиц сажи и крупных частиц фуллеренов. 1.3 Фуллереновая чернь (ФЧ). Исследования показали, что фуллереновая чернь на 100% состоит из сажистого углерода, какие-либо другие примеси в ФЧ не обнаружены. Порошок состоит из частиц небольшого размера от 3-5 мкм и очень больших частиц, но все это только конгломераты. По данным [1], фуллереновая чернь представляет собой черный мелкодисперсный порошок с размерами частиц 40–50 нм, что следует из данных сканирующей электронной микроскопии (рисунок 1в). 1.4 Микрокристаллический углерод. Результаты исследования порошков микрокристаллического углерода различной дисперсности показали, что частицы углерода имеют как вид пластинок, чешуек, типичных для гексагонального кристаллического строения, так и микрогранул сферической формы. На рисунке 1г в качестве примера приведенатопограммамикрокристаллического углерода. 2. Результаты исследований шихты после ее механоактивации. Исследования показали, что в шихте системы Al-Cпри ее механоактивации протекают процессы пластического деформирования исходных порошковых компонентов и не наблюдается изменений элементного и фазового составов. При этом полученные топограммы порошков шихты с различными углеродными добавками схожи. На рисунке 2 в качестве примера приведены топограммы порошка шихты Al + 10% фуллереновой сажи. Рисунок 2 – Топограммы порошка Al + 10% фуллереновой сажи после механоактивации 3. Результаты исследований композиций Al-C после экструдирования шихты. На этом этапе исследований проводилось изучение структурного состояния полученных экструдированием лигатур. При этом в образцах выявлены необычные для Al-C сплавов сверхтвердые частицы серого цвета различных модификаций (рисунок 6). При замерах микротвердости (представляют большую трудность) этой фазы обнаружен эффект восстановления отпечатка индентора, что указывает на ее весьма высокие упругие свойства. Микрорентгеноспектральным анализом EDX установлено, что эта сверхтвердая фаза – углеродная (рисунок 3). ISSN 222 а – Al В ми частицы поверхно изображе Такое по твердость Таку фуллерен показал, упругость Анал микрокри распредел (рисунок микротве фазы, кот 4. Ре сплава АК На э электронн 4–5227 l + 10% фуллер икрострукту серой фазы стью (рисун ении практи оведение эт ь близка к тв ую фазу со нсодержащей что размер ью различны лиз резуль исталлическ ление углер 3г). При это ердости, что торые были езультаты и К9 в качеств этом этапе ной микрос а в Ри реновой черни - Al уре ряда об ы с волнист нок 3, а), и ически не ви той фазы п вердости ал держат все й сажей, и с ры, форма ы в лигатура ьтатов иссл кий углеро родной сост ом малые ра о не дает в получены в исследовани ве базового исследован скопии, рен исунок 3 – Мик и, × 500; б – Al + 10% микрок бразцов (осо той (глобул имеющие оч идны, отпеч при измерен лмаза. е изготовлен с фуллерено и количест ах разных со ледования од после тавляющей азмеры угле озможности в случае исп ий алюмини и лигатур A ний провод нтгеновской 49 кроструктура о + 10% фуллер кристаллическ обенно в се лярный рел чень высоку чатки съезж нии микрот нные с нан овой чернью тво особотв оставов. структурно экструди (черных и с еродных вкл и идентифи пользования иевых сплав Al-C. дилось изуч дифракции г образцов лигат ренов, × 500; в ого углерода, × ерии с фулл ьеф), без с уюмикротве жают с части твердости ноуглеродны ю, и с фулл вердой чист ого состоя рования ш серых вклю лючений не ицировать и наноуглеро вов, получе чение метод и и микрор б тур Al-C: – Al + 10% фу × 500 лереновой ч следов шлиф ердость: отп ицы, оставл свидетельст ыми добавк еренами С 6 то углеродн яния образ шихты по ючений) в ал позволяют п их как сверх одных добав енных литье дами свето рентгеноспе уллереновой с чернью) наб фования-по печатки инд ляя кресты с твует о том ками образ 0 (рисунок 3 ной фазы с зцов комп оказал рав люминиево произвести хтвердые уг вок. ем с испол овой и скан ктрального № 3. 2016 ажи, × 500; г блюдались лирования дентора на со сколом. м, что их цы – и с 3). Анализ с высокой позицийAl- вномерное й матрице замеры их глеродные льзованием нирующей анализов, Доклады Н измерени сплава АК массы спл Резул исследова структуру Как структуре использов композит дисперсн сравнению компактн (рисунок а – с испол С др материало распредел Национальной ия микротвер К9 в качеств лава. льтаты исс аний показа у металличе видно из пр е и характер ванием разл тов, получ ости, имею ю с остал ной формы, 4а). а льзованием ми ругой сторо ов (фуллер ление углер й академии н рдости стру ве базового следования ал, что все еской основы редставленн ре распредел личных моди енные с ют схожее ьными обр близкой к а в Рисунок 4 – М икрокристалли саж оны, образц ренов, фул родных фаз: аук Республи уктурного со и лигатур A микростр полученны ы с распред ных рисунко ления этих у ификаций п использова строение разцами, ко шаровидной Микрострукту ческого углеро жи; г - с исполь цы компози ллереной с существеен ики Казахста 50 остояния сп Al-C, вводим уктуры пр ые композит еленной в н ов, наблюда углеродных применяемог анием мик и распреде оличество у й и незначи ура образцов ко ода; б – с испо ьзованием фул итов, получ сажи и че но меньшее, ан плавов получ мых в распл риведены ты системы ней углеродн аются суще х включений го углеродн крокристалл еление угл углеродных ительные по б г омпозитов, пос ользованием С ллереновой чер ченных с и ерни) такж , по сравнен ченных лить лав из расче на рисунк Al-Cимеют ной структу ественные о й в объеме с ного сырья. П лического леродных ф х включени о объему ди сле травления: 60; в – с испол рни; использован же имеют нию с образ ьем с испол ета 10% мас ке 4. Ана т модифици урной состав отличия в ко плавов, пол При этом вс углерода фаз: наибол ий, преимущ исперсные в : льзованием фу нием наноуг схожее ст зцами, получ льзованием . от общей ализ этих ированную вляющей. оличестве, лученных с се образцы различной льшее, по щественно выделения уллереновой глеродных троение и ченными с ISSN 2224–5227 № 3. 2016 51 использованием микрокристаллического углерода, количество углеродных дисперсных включений, распределенных отдельными колониями в виде сетки (рисунок 4). В ходе перегрева расплава на 120–180єС выше температуры ликвидуса происходит полное усвоение лигатуры и равномерное распределение ее составляющих по всему объему расплава. Данный интервал перегрева расплава также способствует повышению степени растворимости газов, что уменьшает газонасыщенность сплава. Перегрев расплава на большую температуру, например 200єС, приводит к всплыванию дисперсных частиц углеродосодержащего материала на поверхность расплава, дополнительным энергозатратам и снижению производительности. Перегрев на меньшую температуру, например 100єС, не обеспечивает полного растворения лигатуры и оптимальной однородности расплава, что отражается на свойствах заготовки. Таким образом, полученные результаты исследований определяют принципиальную возможность введения в структуру алюминиевого сплава ультрадисперсного углеродосодержащего сырья используемых модификаций и дисперсности. Как было показано выше, все полученные композиты системы Al-C имеют модифицированную структуру металлической основы с дисперсно распределенными включениями интерметаллидов (рисунки 4). Как показали полученные результаты исследований микротвердости, вышеуказанные интерметаллиды характеризуются существенно более высокой микротвердостью по сравнению с основой. Определение истинных значений микротвердостиинтерметаллидов при проведении исследований вызывало затруднения ввиду малых размеров их включений. Однако при этом были получены значения твердости на уровне 4000-5000 МПа, при твердости основы – 1000-1300 МПа. Таким образом, на основании вышеизложенного можно заключить, что дисперсное распределение вышеуказанных интерметаллидов оказывает упрочняющее действие на структуру композитов Al-C. ЛИТЕРАТУРА [1] Курганова Ю.А., Чернышова Т.А., Кобелева Л.И. Дискретно армированный композиционный материал как альтернатива традиционным антифрикционным материалам. Технология металлов, 2005, №10, с.30-34. [2] Грибков А.Н., Асенов А.А., Жежер М.В., Золотаревский B.C. Структура и свойства дисперсно упрочненного композиционного материала, получаемого методом механического легирования // Технология легких сплавов, 1993, №12, с. 53 59. [3] Effect of deformation and ceramic reinforcement on work hardening behavior of hot extruded Al-SiC metal matrix composites / Goswami R.K.,Dhar Ajay, Srivastava A.K., Gurta Anil K. // J. Compos. Mater, 1999, 33, № 13, c.l 160-1172.4 [4] Microstructure and tensile properties, of sgueeze cast SiC particulate reinforced AI Si ally / Karnezis P.A., Durrant G., Cantor B. // Mater. Sci. and Technol, 1998, 14, № 2, 97 -107. [5] J.Singh, A.T.Alpas. High-temperature wear and deformation processes in metal matrix composites // Metallurgical and Materials Transactions, A, 1996, volume 27A, p3134. [6] Sliding, wear response of an A1 Cu alloy the influence of SiC particle reinforcement and test parameters / Prasad В. K., Jha A.K., Modi O.P., Das S., Dasgupta R., Yegneswaran A.N. // J.Mater. Sci. Lett.- 1998.-17, № 13, p. 1121 - 1123. [7] Chuvildeev V.N., Nieh T.G., Gryaznov M.Yu, Kopylov V.I., Sysoev A.N. Superplasticity and internal friction in microcrystalline magnesium alloys processed by ECAP. Scripta Materialia, 2004, Vol.50, №6. [8] Волочко А. Т. Переработка и использование алюминиевых отходов в производстве порошков, паст, композиционных и керамических материалов. Минск: Беларус. наука, 2006. 302 с. [9] Kroto H. C60: Buckminsterfullerene. H. Kroto, J. Heath, S. O’Brien et al. Nature. 1985,Vol. 318, 162-163. [10] ГусевА. И. Наноматериалы, наноструктуры, нанотехнологии. – М.: ФИЗМАТЛИТ, 2009. 416 с. REFERENCES [1] Kurganova Y.A., Chernyshova T.A., Soboleva L.I. Discrete reinforced com-position the material as an alternative to conventional anti-friction materials. Metal technology, 2005, №10, s.30-34. (in Russ.). [2] Fungi A.N., Asenov A.A., Zhezhera M.V., Zolotarevskii B.C. The structure and its dispersiontion reinforced composite material obtained by mechanical alloying. Technology of Light Alloys, 1993, №12, p. 53 59. (in Russ.). [3] Effect of deformation and ceramic reinforcement on work hardening behavior of hot extruded Al-SiC metal matrix composites. Goswami R.K.,Dhar Ajay, Srivastava A.K., Gurta Anil K. J. Compos. Mater, 1999, 33, № 13, c. l160-1172.4 (in Eng.). [4] Microstructure and tensile properties, of sgueeze cast SiC particulate reinforced AI Si ally. Karnezis P.A., Durrant G., Cantor B. // Mater. Sci. and Technol, 1998, 14, № 2, 97 -107. (in Eng.). [5] J.Singh, A.T.Alpas. High-temperature wear and deformation processes in metal matrix composites. Metallurgical and Доклады Национальной академии наук Республики Казахстан 52 Materials Transactions, 1996, volume 27A, p3134. (in Eng.). [6] Sliding, wear response of an A1 Cu alloy the influence of SiC particle reinforcement and test parameters. Prasad В. K., Jha A.K., Modi O.P., Das S., Dasgupta R., Yegneswaran A.N.. J.Mater. Sci. Lett. 1998, № 13, p. 1121 - 1123. (in Eng.). [7] Chuvildeev V.N., Nieh T.G., Gryaznov M.Yu, Kopylov V.I., Sysoev A.N. Superplas-ticity and internal friction in microcrystalline magnesium alloys processed by ECAP. Scripta Materialia, 2004, Vol.50, №6. (in Eng.). [8] Volochko AT processing and the use of aluminum in the production of waste-stve powders, pastes, composite and ceramic materials. Minsk: Belarus. Science, 2006, 302 pp. [9] Kroto H. C60: Buckminsterfullerene. H. Kroto, J. Heath, S. O’Brien et al. Nature. 1985,Vol. 318, 162-163. (in Eng.). [10] GusevA.I. Nanomaterials, nanostructures, nanotechnology. M .: FIZMATLIT, 2009. 416 p. (in Russ.). жүктеу/скачать 9,42 Mb. Достарыңызбен бөлісу:
|