GRNTI 55.01 Общие вопросы машиностроения
GRNTI 55.13 Технология машиностроения
Privedeny nekotorye rezul'taty eksperimental'nyh issledovaniy vliyaniya sostava i tehnologii polucheniya alyumomatrichnyh kompozitov mehanicheskim legirovaniem uglerodom na ih mikrotverdost' i strukturu, na osnovanii kotoryh razrabotany uravneniya regressii i postroeny zavisimosti mikrotverdosti i razmerov oblastey kogerentnogo rasseyaniya (OKR) kompozicionnyh obrazcov-polufabrikatov kompozitov do i posle ih termoobrabotki ot soderzhaniya ugleroda, intensivnosti i vremeni mehanicheskogo legirovaniya alyuminievogo poroshka PAD-1 tehnicheskim uglerodom K354 v mehanoreaktore (attritore) avtorskoy konstrukcii.
kompozicionnyy material, alyuminiy, tehnicheskiy uglerod, mehanicheskoe legirovanie, kompozicionnye granuly, mikrotverdost', oblast' kogerentnogo rasseyaniya, OKR, kristallity
С развитием науки и техники требования, предъявляемые к конструкционным материалам, все более ужесточаются [1; 2]. В частности, для многих отраслей промышленности востребованы новые композиционные материалы с относительно низкой плотностью, способные сохранять свои физико-механические свойства при повышенных температурах [3; 4]. Все более широкое применение в авиакосмической отрасли, машиностроении, энергетике, медицине находят жаропрочные композиционные материалы, полученные механическим легированием алюминия углеродом [5 – 7]. Данный метод позволяет получать материалы, изделия из которых могут эксплуатироваться в условиях действия силовой нагрузки при температуре 350 °С и выше в течение длительного времени [8 – 10]. При этом микроструктура получаемого композиционного материала и его свойства определяются марками применяемых матричных и легирующих материалов, концентрацией последних, а также конструкцией применяемого оборудования и режимами легирования [11 – 13]. Цель настоящей работы – экспериментальное исследование влияния на микроструктуру и микротвердость композита концентрации легирующего элемента (технического углерода) и технологии получения алюмоматричного композита на первых стадиях его формирования (синтез композиционных гранул, их компактирование и термообработка).
Методика эксперимента
Для получения экспериментальных образцов композиционного материала использовали следующие исходные материалы: порошок алюминиевый первичный дисперсный марки ПАД-1 (СТО22436138-006-2006), порошок углерода технического К354 (ГОСТ 7885). Алюминиевый порошок предварительно просеивали через сито с размером ячейки 30 мкм. Гранулированный порошок аморфного углерода подвергали предварительному измельчению в механическом реакторе (МР) в течение 10 мин с целью разрушения гранул и агломератов. Процесс легирования проводили в МР [14; 15] при содержании углерода в шихте 2 и 10 % по массе. Основанием для выбора указанных значений содержания углерода послужили результаты предварительных исследований, которые показали, что при содержании углерода 10 % и выше происходит неполное его внедрение в алюминиевую матрицу в процессе МЛ на рассматриваемых режимах. Уменьшение содержания углерода до 2 % и ниже приводит к значительному снижению эффекта упрочнения образцов после термообработки из-за низкой концентрации образующейся фазы карбида алюминия.
В качестве помольных тел использовали шары из стали ШХ15 диаметром 10 мм, при этом массовое соотношение шаров и шихты составляло 55:1. Обработку проводили в среде аргона. Натурный эксперимент механического легирования проводили при числе оборотов вибратора Nвр 400 и 600 об/мин (с применением реверса через каждые 30 мин) и продолжительности легирования t 1,5 и 2,5 ч. В ходе процесса выполнялся периодический поворот (по часовой, а затем против часовой стрелки) корпуса рабочей камеры вокруг оси через каждые 15 мин на угол 90°. Полноту внедрения технического углерода в матрицу алюминиевого порошка оценивали по содержанию свободного углерода в шихте после исследуемой стадии легирования, при этом использовали оригинальную методику [16].
Полученную смесь композиционных гранул подвергали холодному компактированию под давлением 600 МПа до плотности 2,4 г/см3. Образцы имели форму таблеток диаметром 21 мм и толщиной 7 мм, которые подвергали термообработке в среде аргона с выдержкой 5 ч при температуре 530 °С.
Морфологию и размер частиц порошка ПАД-1, композиционных гранул и образцов оценивали с помощью сканирующего электронного микроскопа PHENOM ProX и цифрового микроскопа Dino-Lite AM4112PT. Рентгенофазовый и рентгеноструктурный анализ проводили на дифрактометре ДРОН-3М в Cu-излучении. По уширению дифракционных линий оценивали размеры области когерентного рассеяния (ОКР) [17; 18]. Размер ОКР отождествляли со средним размером кристаллитов D [17]. При этом размер ОКР обычно несколько ниже результатов определения размера кристаллитов с помощью электронной микроскопии, поскольку ОКР соответствует внутренней (упорядоченной) области кристаллитов и не включает сильно искаженные границы [19; 20]. Образование и рост концентрации упрочняющих дисперсоидов карбида алюминия оценивали по появлению и увеличению интенсивности дифракционных линий соединения.
Микротвердость измеряли твердомером Tukon 1102 Micro Vickers методом Виккерса при нагрузке индентора 100 г и времени выдержки 10 с. Измерения производили от центра к периферии образца с получением четких отпечатков.
Связь исследуемых параметров полуфабрикатов композитов с условиями обработки при синтезе композиционных гранул МЛ определяли с помощью регрессионного анализа. Для получения эмпирических зависимостей микротвердости HV и средних размеров кристаллитов D образцов КМ до и после термообработки при составлении плана исследований использовали полный факторный эксперимент (ПФЭ) 2к, где к – число факторов (табл. 1). Обработку результатов эксперимента и определение коэффициентов регрессии проводили для уровня значимости 0,95 по методике РДМУ 109-77 на ПЭВМ.
Расчетное число параллельных опытов в серии по результатам проведения предварительных опытов принимали равным 3. Условия планирования приведены в табл. 1.
Таблица 1
Матрица планирования эксперимента 23 по исследованию микротвердости HV
и размеров кристаллитов D
|
планирования |
|
||
|
Содержание углерода Суг |
Частота вращения Nвр |
Продолжительность легирования t |
|
|
% |
об/мин |
ч |
|
|
X1 |
X2 |
X3 |
|
|
10 |
600 |
2,5 |
|
Основной уровень |
6 |
500 |
2 |
|
Нижний уровень |
2 |
400 |
1,5 |
Результаты исследований
По результатам многофакторного исследования свойств КМ получили уравнения регрессии (зависимости (1) и (2) в табл. 2), на основании которых на первом этапе (до термообработки) построили графические зависимости микротвердости HV и среднего размера кристаллитов D образцов от содержания углерода и продолжительности легирования при частотах вращения ротора 400 и 600 об/мин (рис. 1 и 2). При механическом легировании с частотой вращения ротора 400 об/мин с увеличением продолжительности легирования с 1,5 до 2,5 ч микротвердость увеличивается на 42 % у образцов, содержащих 2 % углерода, и на 63 % у образцов, содержащих 10 % углерода. Установлено, что при минимальной продолжительности легирования на данном режиме обработки содержание углерода практически не влияет на микротвердость HV образцов, что объясняется нехваткой энергии для образования твердого раствора углерода в алюминии.
Таблица 2
Регрессионные зависимости микротвердости HV и размера кристаллитов D от содержания углерода Суг, частоты
вращения ротора вибратора Nвр и продолжительности легирования t
|
Наличие термообработки образцов |
Критерий |
Уравнение регрессии |
Зависимость |
|
Образцы до термообработки |
Микро-твердость HV |
HV = – 39,63 + 9,31 Суг + 1,06 Nвр + + 257,75 t – 3,09·10-2 Cуг Nвр – 7,88 Суг t – – 0,399 Nвр t + 3,438·10-2 Cуг Nвр t, |
(1) |
|
Размер кристаллитов D |
D = 100,25 – 1,55 Суг – 0,121 Nвр – 8,2 t + + 6,031·10-3 Cуг Nвр – 0,75 Суг t + + 3,138·10-2 Nвр t – 1,69·10-3 Cуг Nвр t |
(2) |
|
|
Образцы после термообработки |
Микро-твердость HV |
HV = 365,63 – 159,81 Суг + 0,1969 Nвр + + 37,25 t + 0,3478 Cуг Nвр + 94,38 Суг t – – 0,129 Nвр t – 0,128 Cуг Nвр t |
(3) |
|
Размер кристаллитов D |
D = 80,16 + 4,294 Суг + 4,99·10-2 Nвр – – 8,025 t – 1,634·10-2 Cуг Nвр – 2,438 Суг t – –2,438·10-2 Nвр t + 6,438·10-3 Cуг Nвр t, |
(4) |
При максимальной продолжительности легирования увеличение содержания углерода с 2 до 10 % способствует росту микротвердости HV образцов на 25 %.
При уменьшении содержания углерода до 2 % и ниже и увеличении частоты вращения ротора интенсифицируется процесс холодной сварки частиц шихты, увеличиваются размеры композиционных гранул (табл. 3), резко растет наклеп шихты на помольных телах и стенках МР. В результате этого при механическом легировании с частотой вращения ротора 600 об/мин шихты с минимальным содержанием углерода увеличение продолжительности легирования практически не оказывает влияния на микротвердость образцов. При увеличении частоты вращения ротора выше 600 об/мин осуществить процесс МЛ шихты с минимальным содержанием углерода без дополнительных наполнителей (специальных реагентов для регулирования процесса МЛ) практически невозможно. При максимальной продолжительности легирования (2,5 ч) и частоте вращения ротора 600 об/мин происходит рост микротвердости на 64 % при увеличении содержания углерода с 2 до 10 %. Средний размер кристаллитов D образцов КМ уменьшается с увеличением содержания углерода. При этом установлено, что при минимальном содержании углерода увеличение продолжительности легирования способствует росту размеров кристаллитов, а при максимальном – снижению (рис. 2).
Таблица 3
Фракционный состав композиционных гранул после механического легирования
|
№ серии опытов |
Образец (обозначение рецептуры) |
Nвр, об/мин |
t, ч |
Фракционный состав, % |
||
|
0-140 мкм |
140-700 мкм |
˃700 мкм |
||||
|
1 |
К2* |
400 |
1,5 |
0,4 |
75,6 |
24 |
|
2 |
600 |
1,5 |
– |
64,4 |
35,6 |
|
|
3 |
400 |
2,5 |
– |
72,1 |
27,9 |
|
|
4 |
600 |
2,5 |
2,1 |
57,5 |
30,4 |
|
|
5 |
К10* |
400 |
1,5 |
73 |
27 |
– |
|
6 |
600 |
1,5 |
64,9 |
35,1 |
– |
|
|
7 |
400 |
2,5 |
81,9 |
18,1 |
– |
|
|
8 |
600 |
2,5 |
66,3 |
33,2 |
0,5 |
|
|
Примечание. К2, К10 – образцы с содержанием углерода соответственно 2 и 10 %. |
||||||
Касательно изменения структуры КМ в процессе его синтеза до термообработки можно отметить, что с увеличением содержания углерода средний размер кристаллитов D синтезированного материала уменьшается. При этом увеличение продолжительности МЛ способствует росту размеров кристаллитов при минимальном содержании углерода или их уменьшению при максимальном содержании углерода (рис. 2).
На втором этапе исследовали микротвердость HV и средний размер кристаллитов D образцов КМ после термообработки. На основании уравнений регрессии (зависимости (3) и (4) в табл. 2) построили зависимости микротвердости HV и среднего размера кристаллитов D образцов от содержания углерода и продолжительности легирования при частотах вращения ротора 400 и 600 об/мин (рис. 3 и 4).
В процессе термообработки происходит выход атомов углерода из пересыщенного твердого раствора (Al4C3), образовавшегося в процессе МЛ, и их участие в образовании упрочняющих частиц карбида алюминия (Al4C3) нанодисперсного уровня [3]. Об образовании карбида алюминия свидетельствует появление на рентгенограммах исследуемых образцов рентгеновских линий, соответствующих карбиду алюминия.
Известно, что при холодной пластической деформации чистого алюминия основное упрочнение происходит за счет образования дислокаций леса. При этом отжиг после холодной пластической деформации может приводить к возврату или рекристаллизации алюминия (полной либо частичной) с получением материала со свойствами, соответствующими равновесному состоянию. В процессе механического легирования алюминия углеродом помимо деформационного упрочнения матричного алюминия происходит упрочнение композиционных гранул за счет образования твердого раствора, который в процессе последующей термообработки распадается с образованием упрочняющих дисперсоидов карбида алюминия [3; 21]. В ходе экспериментальных исследований установлено, что при термообработке образцов КМ наряду с процессом образования карбидов алюминия происходит укрупнение ОКР (кристаллитов), при этом деформационное упрочнение в существенной степени снижается. Вследствие этого микротвердость образцов с минимальным содержанием углерода после термообработки несколько уменьшается вне зависимости от длительности легирования и частоты вращения ротора, а с содержанием 5 % и более – увеличивается.
С повышением содержания углерода в прессованных термообработанных образцах КМ растет концентрация дисперсоидов Al4C3, что регистрируется на рентгенограммах изменением интенсивности рентгеновских линий, соответствующих карбиду алюминия (интенсивность основного рефлекса Al4C3 у образцов № 8, содержащих 10 % углерода, выше, чем у образцов № 4, содержащих 2 % углерода), более чем в 6 раз. Увеличение продолжительности легирования и частоты вращения ротора повышает равномерность распределения частиц карбида алюминия по объему КМ, что способствует улучшению его прочностных свойств. В частности, при максимальной продолжительности легирования увеличение содержания углерода с 2 до 10 % способствует росту микротвердости на 180 % при частоте вращения ротора 400 об/мин и на 200 % при частоте вращения ротора 600 об/мин (рис. 3). Микротвердость образцов с содержанием углерода 10 %, полученных из гранул, синтезированных в течение 2,5 ч при частоте вращения ротора МР 600 об/мин, после термообработки повысилась на 78%.
Анализ изменения структуры образцов после термообработки показал, что при термообработке образцов с минимальным содержанием углерода, полученных из гранул, синтезированных МЛ в течение 1,5 ч, имеет место существенное увеличение среднего размера кристаллитов. При этом размеры кристаллитов в образцах с максимальным содержанием углерода, изготовленных из гранул, полученных МЛ в течение 2,5 ч, после термообработки практически не изменяются (рис. 4).
Для оценки адекватности полученных моделей определяли расчетное F и табличное Fk (при уровне значимости qад = 5 %) значения критерия Фишера, после сравнения которых делали вывод об адекватности. Все полученные модели (1) – (4) (табл. 2) признаны адекватными.
С целью верификации разработанных регрессионных зависимостей провели серию экспериментов по изготовлению образцов КМ с содержанием технического углерода 5 и 7,5 % по описанной выше методике при частоте вращения ротора МР 600 об/мин и продолжительности легирования 2,5 ч. Расхождение расчетных значений микротвердости и среднего размера кристаллитов (зависимости (1) – (4)) и экспериментальных данных не превысило 7%.
Морфология и относительные размеры композиционных гранул, полученных при различных режимах обработки, представлены на рис. 5.
Заключение
Разработанные на основе проведенных исследований регрессионные зависимости позволяют проводить расчеты прочностных свойств и структурных характеристик (микротвердости и размеров ОКР) полуфабрикатов алюмоматричных композитов, получаемых из композиционных гранул, синтезируемых механическим легированием техническим углеродом, с использованием в качестве входных параметров содержания технического углерода, продолжительности легирования и параметра, определяющего интенсивность процесса легирования (число оборотов вибратора механореактора). Сравнение расчетных и эмпирических данных подтвердило достаточно высокую их сходимость.
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (проект 16-43-732150 р_офи_м).
1. Susniak M., Karwan-Baczewska J., Dutkiewicz J., Actis Grande M., Rosso M. An experimental study of aluminum alloy matrix composite reinforced sic made by hot pressing method // Archives of Metallurgy and Materials. 2015. Vol. 60 (2). P. 1523 - 1527.
2. Narayanan S.S., Manickavasaham G., Moorthy S. Experimental Investigation of Aluminium alloy with MWCNT Composite to increase the echanical Properties by Stir Casting Method // IOSR Journal of Mechanical and Civil Engineering. 2015. Vol. 12 (4) Ver. II. P. 30 - 34.
3. Shalunov E.P., Shvedov M.A., Arhipov I.V. Sintez dispersoidov pri reakcionnom mehani-cheskom legirovanii poroshkovogo alyuminiya uglerodom // Vestnik Chuvashskogo universiteta. - 2014. - № 2 S. 165 - 172.
4. Kuz'mich Yu.V., Freydin B.M., Kolesnikova I.G., Serba V. I., Kalinnikov V. T., Pahomovskiy Ya. A. Mehanicheski legirovannyy splav Al-Ni-Ln // Perspektivnye materialy. 2008. - № 1. - C. 39 - 45.
5. Tipikina I.I., Kuz'mich Yu.V., Kotov S.A., Kolesnikova I.G., Ganin S.V. Mikronapryazheniya v mehanicheski legirovannom splave AL-15 mas. % (NI-LN) // Problemy racional'nogo ispol'zovaniya prirodnogo i tehnogennogo syr'ya barenc-regiona v tehnologii stroitel'nyh i tehnicheskih materialov: Materialy V Vserossiyskoy nauchnoy konferencii s mezhdunarodnym uchastiem - Apatity: Izd. Kol'skogo nauchnogo centra RAN, 2013. - S. 169 - 170.
6. Karalin A.N., Shalunov E.P., Petrov N.P. Ob'-emnyy nanostrukturnyy material na osnove alyuminiya dlya ortopedii i travmatologii // Zdravoohranenie Chuvashii. 2009. № 3. - S. 8 - 12.
7. Kuz'mich Yu.V., Kolesnikova I.G., Serba V.I., Freydin B.M. Mehanicheskoe legirovanie. M.: Nauka, 2005, 213 s.
8. Yang C., Zong Y., Zheng Z., Shan D. Experimental and theoretical investigation on the compressive behavior of aluminum borate whisker reinforced 2024Al composites // Materials Characterization. 2014, Vol. 96, P. 84 - 92.
9. Yoo S.J., Han S.H., Kim W.J. Strength and strain hardening of aluminum matrix composites with randomly dispersed nanometer-length fragmented carbon nanotubes. Scr. Mater. 2013, 68, P. 711 - 714.
10. Wang L., Choi H., Myoung J.M., Lee W. Mechanical alloying of multi-walled carbon nanotubes and aluminium powders for the preparation of car-bon/metal composites. Carbon 2009, 47, P. 3427 - 3433.
11. Ci L., Ryu Z., Jin P.N.Y., Rühle M. Investigation of the interfacial reaction between multi-walled car-bon nanotubes and aluminum. Acta. Mater. 2006, 54, P. 5367 - 5375.
12. Nayan N., Murty S.V.S.N., Sharma S.C., Kumar K.S., Sinha P.P. Calorimetric study on mechanically milled aluminum and multiwall carbon nanotube composites // Materials Characterization. 2011. Vol. 62 (11). P. 1087 - 1093.
13. Kukovecz A., Kanyo T., Konya Z., Kiricsi I. Long-time low-impact ballmilling ofmultiwall carbon nanotubes. Carbon 2005, 43, P. 994 - 1000.
14. Vetkasov N.I., Kapustin A.I., Sapunov V.V. Formirovanie fazovogo sostava, strukturnyh parametrov i fiziko-mehanicheskih svoystv kompozicionnyh granul v processe mehanicheskogo legirovaniya alyuminiya allotropnymi formami ugleroda // Izvestiya Volgogradskogo gosudarstvennogo tehnicheskogo universiteta. - 2017. - № 12 (207), S. 7 - 11.
15. Vetkasov N.I., Kapustin A.I., Sapunov V.V. Issledovanie processa mehanicheskogo legiro-vaniya alyuminiya nanorazmernymi allotropnymi modifikaciyami ugleroda // Vektor nauki Tol'yattinskogo gosudarstvennogo universiteta. - 2017. - № 3 (41), S. 24 - 34.
16. Vetkasov N.I., Kapustin A.I., Sapunov V.V. Eksperimental'noe issledovanie processa mehanicheskogo legirovaniya alyuminiya tehnicheskim uglerodom // Teoreticheskie i prakticheskie aspekty razvitiya nauchnoy mysli v sovremennom mire: sbornik statey Mezhdunarodnoy nauchno - prakticheskoy konferencii (15 maya 2017 g., g. Ekaterinburg). V 4 ch. Ch.2 / - Ufa: AETERNA, 2017. - S. 18 - 21.
17. Yagodkin Yu.D., Dobatkin S.V. Primenenie elektronnoy mikroskopii i rentgenostruktur-nogo analiza dlya opredeleniya razmerov strukturnyh elementov v nanokristallicheskih materialah (obzor) // Zavodskaya laboratoriya. Diagnostika materialov. - № 1. Tom 73. - 2007. - C. 38 - 49.
18. Puscharovskiy D.Yu. Rentgenografiya mineralov - M.: ZAO "Geoinformmak", 2000. - 293 s.
19. Gusev A.I. Nanomaterialy, nanostruktury, nanotehnologii. Izd. 2-e, ispravlennoe i dopolnennoe. - M: Nauka - Fizmatlit, 2007. - 416 s.
20. Gusev A.I., Kurlov A.S. Attestaciya nanokristallicheskih materialov po razmeru chastic (zeren) // Metallofizika i noveyshie tehnolo-gii - T. 30, № 5, 2008. - S.679 - 694.
21. Churyumov A. Yu. Raschet predela tekuchesti i deformacionnogo uprochneniya alyuminievyh splavov po parametram struktury: dissertaciya kandidata tehnicheskih nauk: 05.16.01 / Churyumov Aleksandr Yur'evich. - Moskva, 2008. - 141 s.
