1

Министерство науки и высшего образования Российской Федерации

Федеральное государственное бюджетное образовательное

учреждение высшего образования

«Владимирский государственный университет

имени Александра Григорьевича и Николая Григорьевича Столетовых»

Владимирское региональное отделение

Российской ассоциации литейщиков

Владимирское региональное отделение

Российской академии естественных наук

ТЕОРИЯ И ПРАКТИКА ЛИТЫХ

КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

Сборник трудов

международной научно-технической конференции,

посвященной 55-летию кафедры

«Технологии функциональных и конструкционных

материалов»

10 – 12 декабря 2018 г.

Владимир

Владимир 2019

2

УДК 621.74 + 669.018

ББК 34.61

Т33

Редакционная коллегия:

В. А. Кечин – доктор технических наук, профессор

зав. кафедрой ТФиКМ ВлГУ (ответственный редактор)

А. А. Панфилов – кандидат технических наук

профессор кафедры ТФиКМ ВлГУ

Е. С. Прусов – кандидат технических наук

доцент кафедры ТФиКМ ВлГУ

Издается по решению редакционно-издательского совета ВлГУ

Теория и практика литых композиционных материалов : сб. тр.

междунар. науч.-техн. конф., посвящ. 55-летию каф. «Технологии

функциональных и конструкционных материалов». 10 – 12 дек. 2018 г.,

Владимир / Владим. гос. ун-т им. А. Г. и Н. Г. Столетовых ; Владим.

регион. отд-ние Рос. ассоц. литейщиков ; Владим. регион. отд-ние

Рос. акад. естеств. наук. – Владимир : Изд-во ВлГУ, 2019. – 140 с.

ISBN 978-5-9984-0939-4

Представлены материалы по теории и технологии получения литых ком-

позиционных материалов на основе металлических и полимерных матриц. Рабо-

ты ученых и специалистов отражают современные достижения в области созда-

ния литых композиционных материалов с заданными свойствами, раскрывают

пути дальнейшего развития ресурсосберегающих технологий при изготовлении

изделий функционального и конструкционного назначения.

Адресован специалистам, работающим в области производства изделий

из композиционных материалов, а также студентам, обучающимся по направ-

лению 22.04.02 – Металлургия и 22.03.01 – Материаловедение и технологии

материалов.

УДК 621.74 + 669.018

ББК 34.61

ISBN 978-5-9984-0939-4 © ВлГУ, 2019

© Коллектив авторов, 2019

Т33

3

СОДЕРЖАНИЕ

Гаврилин И. В., Кечин В. А. История становления и развития Владимирской научной школы «Литые композиционные материалы» ........ 5

Прусов Е. С. Физико-химические основы и технологические принципы получения литых композиционных материалов ............................................ 10

Панфилов А. А., Прусов Е. С., Кечин В. А. Межфазное взаимодействие при получении алюмоматричных композиционных сплавов системы Al-SiC .................................................................................................................. 13

Косников Г. А., Эльдарханов А. С., Калмыков А. В., Беспалов Э. Н. Алюмоматричные композиты со специальными свойствами ...................... 20

Деев В. Б., Прусов Е. С. Применение физических методов обработки расплавов при получении литых металломатричных композитов .............. 26

Lyublinski E., Кечин В. А., Прусов Е. С. Коррозионное поведение металломатричных композитов ....................................................................... 32

Прусов Е. С., Кечин В. А. Развитие методологии синтеза металломатричных композиционных материалов ......................................... 35

Бабкин В. Г., Терентьев Н. А. Армирующие лигатуры для получения алюмоматричных композиционных материалов ........................................... 39

Бабкин В. Г., Трунова А. И., Напрюшкин А. В. Литые композиционные материалы электротехнического назначения ................................................. 42

Христофоров А. И., Ворончагин М. А., Христофорова И. А. Разработка новых составов стеклонаполненных композитов на основе поливинилхлорид-полистирольной матрицы ................................................. 46

Сидоров Е. В. Образование анизотропной композиционной микроструктуры высококоэрцитивного состояния в литых монокристаллических отливках из сплавов на основе Fe-Co-Ni-Al-Cu-Ti и Fe-Co-Cr-Mo ................................................................... 51

Аборкин А. В., Бербенцев В. Д., Бокарев Д. В., Панкратов С. А. Изготовление функционально-градиентного материала на основе сплава алюминия методом газовой экструзии ............................................................. 53

Серебряков С. П., Шатульский А. А. Получение композиционного материала с алюминиевой матрицей и карбидом кремния........................... 58

Fedorov N., Прусов Е. С. Новые подходы к неразрушающему контролю качества отливок из композиционных материалов ....................................... 61

Прусов Е. С., Деев В. Б., Dhindaw B. K. Закономерности процессов структурообразования при кристаллизации литых металломатричных композитов ......................................................................................................... 64

Еремин Е. Н., Миннеханов Р. Г., Миннеханов Г. Н. Применение комплексного модифицирования для повышения качества литого металла заготовок из нержавеющей стали ......................................... 70

4

Жарков Н. В., Ифанов А. В. Экосистема продуктов компании

«Shell-O-Matic» для производства литых изделий из композиционных

материалов ......................................................................................................... 74

Батышев К. А., Семенов К. Г., Трофимов А. В., Свинороев Ю. А.,

Георгиевский М. Г. Литье с кристаллизацией под давлением

как способ производства композиционных поршней ................................... 77

Семенов К. Г., Батышев К. А., Чернов В. В.

Композиционные материалы на основе низколегированной меди .............. 81

Батышев К. А., Батышев А. И. Затвердевание и уплотнение

композиционных материалов с алюминиевой матрицей .............................. 85

Свинороев Ю. А. Перспективные связующие материалы

на биополимерной основе для технологических процессов получения

литых композиционных материалов ............................................................... 89

Чибирнова Ю. В., Равочкин А. С. Перспективы получения литых

композитов системы алюминий – карбид кремния ....................................... 93

Куликов В. Ю., Квон Св. С., Еремин Е. Н., Ковалёва Т. В.

Исследование свойств оболочковых форм для изготовления литых

композиционных сплавов ................................................................................. 97

Картонова Л. В. О проблеме выбора композиционных материалов

для заданных условий эксплуатации ............................................................. 104

Картонова Л. В., Прусов Е. С. Современное состояние стандартизации

в области композиционных материалов ....................................................... 108

Христофоров А. И., Ворончагин М. А., Христофорова И. А.

Композит для напольного покрытия на поливинилхлоридной матрице

с зернистым заполнителем .............................................................................. 110

Сухоруков Д. В., Крещик А. А. Регенерация полимерных материалов

и композитов на их основе ............................................................................. 115

Сухоруков Д. В., Крещик А. А. Исследование усадки литых

полимерных композиционных материалов .................................................. 121

Киреев А. В. Пористые композиционные материалы: характеристика,

области применения и методы получения .................................................... 125

Крещик А. А., Ткач Д. А., Прусов Е. С. Термодинамические

характеристики межфазных реакций в системе Al-Mg-Si-Ti ..................... 129

Прусов Е. С., Шаршин В. Н. Жидкотекучесть металломатричных

композитов ....................................................................................................... 134

Прусов Е. С., Панфилов А. А., Ткач Д. А., Драницын Д. И.

Формирование структуры и фазового состава литых алюмоматричных

нанокомпозитов ............................................................................................... 137

5

ИСТОРИЯ СТАНОВЛЕНИЯ И РАЗВИТИЯ

ВЛАДИМИРСКОЙ НАУЧНОЙ ШКОЛЫ

«ЛИТЫЕ КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ»

Гаврилин И.В., Кечин В.А.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Композиционные материалы представляют собой новый класс гете-

рофазных сплавов функционального и конструкционного назначения, со-

стоящих из металлической основы (матрицы), армированной эндогенными

и экзогенными включениями. Сочетание многообразных структурных со-

ставляющих открывает широкие возможности для формирования заданно-

го уровня свойств изделиям из композиционных материалов, а также рас-

ширяет области их применения в различных отраслях техники. Именно по-

этому за последние годы наблюдается повышенное внимание к разработ-

кам в области композитов, обеспечивающих достижения повышенного

уровня физико-механических и эксплуатационных свойств изделиям [1-7].

Работы по созданию композиционных сплавов и их использованию в

различных отраслях промышленности ведутся, практически, во всех стра-

нах с развитой индустрией. В России в настоящее время этим направлени-

ем занимаются научные коллективы вузов (НИТУ; МИСиС; МГТУ

им.Баумана; СПбГПУ; СФУ; РГАТУ; СамГТУ и др.) и научных организа-

ций (ИМЕТ им. А.А. Байкова РАН; ОАО «РусАл-ВАМИ и др.).

Во Владимирском государственном университете в период с 1970 по

2018 годы выполнен цикл научно-исследовательских и опытно-

технологических работ, связанных с разработкой новых составов компози-

ционных материалов на основе литейных и деформируемых сплавов в ка-

честве матрицы с различным уровнем армирования и природой армирую-

щих фаз, а также технологических процессов их получения [1-3]. Первые

результаты исследований в области композиционного литья, выполненные

в ВлГУ, были представлены к защите ассистентом кафедры «Машины и

технологии литейного производства» Гаврилиным И.В. в 1970 году в кан-

дидатской диссертации «Регулирование образования центров кристаллиза-

ции в стальных отливках при суспензионном литье».

Это была первая работа, положившая фундамент нового научного

направления в литейном производстве. Оригинальность представленной к

6

защите диссертации заключалась в сочетании метода суспензионного ли-

тья [1-6] с идеей ввода армирующих материалов [7,9]. Новизна исследова-

ний в области композиционного литья армируемых сплавов была под-

тверждена первым авторским свидетельством на изобретение [1-3]. Следу-

ет отметить, что попытки развернуть исследования в этом направлении в

нескольких научных центрах страны были безуспешными из-за трудно-

стей, вызванных полным копированием технологических приемов получе-

ния композиционных материалов по Флемингзу [7]. В связи с их непри-

годностью Владимирские исследователи предложили новый способ эндо-

генного получения армирующих фаз в виде наноразмерных частиц нитри-

дов титана и циркония в алюминиевых расплавах [15]. Результаты иссле-

дований в этом направлении, выполненных под научным руководством

Гаврилина И.В., были представлены в кандидатских диссертациях Светло-

ва Н.П., Каллиопина И.К., Старосельского М.А., Ухина Ю.Н. В последую-

щих кандидатских диссертациях Леонтьева Ю.А., Корогодова Ю.Д., Пан-

филова А.В., Шаршина В.Н., Баландина В.М., Бакрина Ю.Н. Были изложе-

ны результаты теоретических и экспериментальных исследований в обла-

сти литейных композиционных материалов, новизна которых была под-

тверждена авторскими свидетельствами на изобретения и патентами на со-

ставы и способы получения серии композиционных материалов на основе

алюминиевых матриц [1-17]. К ним следует отнести армированные волок-

нами и частицами Алтик, Албор, Алграф, Алкор, Алсик и др., обладающие

заданными твердостью, прочностью, износостойкостью и другими особен-

ными свойствами. Накопленный опыт в области теоретических и экспери-

ментальных исследований с учетом успешной защиты Гаврилиным И.В.

докторской диссертации «Разработка теории и технологии композицион-

ного литья» в 1991 году убедительно показали лидирующие позиции Вла-

димирских исследователей в области литых композиционных материалов.

Одновременно с развитием и становлением кафедры технологии

функциональных и конструкционных материалов, обеспечивающей уров-

невую подготовку специалистов для литейно-металлургического произ-

водства [9-11], постоянно развивается научная школа «Научные основы

создания новых технологических процессов и материалов функционально-

го и конструкционного назначения для нужд машиностроения» (научный

руководитель профессор Кечин В.А.). В рамках Владимирской научной

школы направление по литым композиционным материалам активно раз-

вивается, подтверждая своими научными результатами приоритет ВлГУ в

7

этой перспективной области науки. По результатам научных исследований

выпускники аспирантуры успешно защитили кандидатские диссертации в

диссертационном Совете на базе ВлГУ (табл. 1).

Таблица 1. Тематика диссертационных работ

ФИО Тема работы Год защиты

Колтышев В.И. Исследование и разработка способов

использования дисперсных отходов

кремния для получения литейных си-

луминов

2002

Панфилов А.А. Разработка технологии и исследование

свойств литых комбинированных ком-

позиционных материалов системы Al-

Ti-SiC

2002

Петрунин А.В. Разработка и освоение технологии по-

лучения алюмоматричных композици-

онных сплавов, модифицированных

наночастицами

2009

Панфилов

Ал.А.

Разработка алюмоматричных компо-

зиционных сплавов и усовершенство-

вание жидкофазной технологии их по-

лучения для отливок с повышенными

триботехническими свойствами

2011

Прусов Е.С. Разработка и внедрение комплексно-

армированных алюмоматричных ком-

позиционных сплавов системы [Al]-

TiO2-B(C)-Ti-SiC

2012

Результаты выполненных исследований позволили расширить науч-

ные представления о механизме взаимодействия компонентов сплавов с

армирующими фазами в процессе жидкофазных методов их получения [4].

Однако несмотря на значительный объем накопленных к настоящему вре-

мени научных и экспериментальных данных в области получения литых

композиционных материалов, общий уровень их промышленного произ-

водства и потребления, особенно в России, сдерживается из-за отсутствия

соответствующих рекомендаций по выбору материала матрицы, легирую-

8

щих композитов и армирующих фаз, учитывающих взаимодействие ли-

тейно-металлургических факторов в реальных производственных услови-

ях [12].

В настоящее время на кафедре ТФ и КМ продолжаются научно-

технологические изыскания в области литых металломатричных компози-

тов в направлении развития методологических основ синтеза композици-

онных сплавов и выявления закономерностей формирования заданных

структуры и свойств композитов [6,16,17]. Исследования проводятся в тес-

ном сотрудничестве с ведущими университетами России, институтами

РАН и зарубежными научными центрами.

Литература

1. Гаврилин И.В. Композиционные материалы в машиностроении: мо-

нография // М. ВНИИТЭМР. Минсредмаш. 1988, 156 с.

2. Гаврилин И.В. Способ производства литейных композиционных ма-

териалов с металлической матрицей // Авторское свидетельство

СССР. 1984, № 1083429. // 1988, №1462597.

3. Гаврилин И.В., Каллиопин И.К., Панфилов А.В., Леонтьев Ю.А., Ко-

рогодов Ю.Д., Андреасян И.Л. Способ получения литого компози-

ционного материала / Авторское свидетельство СССР. // 1988,

№1625028.

4. Панфилов А.В. Современное состояние и перспективы развития ли-

тых дискретно-армированных алюмоматричных композиционных

материалов // Литейщик России – 2008. - №7. – с.23-28.

5. Adebisi A.A., Malkegue M.A., Rahman M.M. Metal matrix composite

brake rotor: historical development and product life analysis // Interna-

tional journal of automotive and Mechanical Engineering. – 2011. Vol. 4. –

Pp. 471-480.

6. Панфилов А.А., Прусов Е.С., Кечин В.А. Металлургия алюмомат-

ричных композиционных сплавов: Монография. Владимир, Изд-во

ВлГУ. 2017. – 192 с.

7. Рыжиков А.А. Технологические процессы управления формировани-

ем отливок // Суспензионное и композиционное литье. – Киев: ИПЛ

АНУССР; 1988. – с.8-10.

8. Затуловский С.С., Кезик В.Я., Иванова Р.К. Литые композиционные

материалы. – Киев: Тэхника. 1990. – 237 с.

9

9. Флемингз С.М. Процессы затвердевания. М.: Изд-во «Мир». 1977. –

416 с.

10. Чалмерс Б. Теория затвердевания. М. : Металлургия. 1968. – 348 с.

11. Кечин В.А. О роли Владимирского государственного университета в

становлении и развитии литейного производства Владимирской об-

ласти. В сб. трудов научно-технической конференции «Литые мате-

риалы и ресурсосберегающие технологии. Владимир, Изд-во ВлГУ,

2014. С. 9-14.

12. Кечин В.А. Владимирской кузнице литейных кадров – 50 лет // Ли-

тейщик России. – 2013. – № 12. – С. 12-14.

13. Кечин В.А. Основные этапы становления и развития кафедры техно-

логии функциональных и конструкционных материалов // Литейщик

России. – 2018. - №11. С.5-9.

14. Прусов Е.С., Панфилов А.А., Кечин В.А. Термодинамический под-

ход к выбору композиций алюмоматричных композиционных спла-

вов / Материалы международной научно-практич. конф. «Литейное

производство сегодня и завтра». Санкт-Петербург, 2014. – С. 203-

208.

15. Гаврилин И.В., Ершов Г.С., Каллиопин И.К., Чуднер Р.В., Старо-

сельский М.А. Способ модифицирования стали и сплавов // Автор-

ское свидетельство СССР. 1974. №435291.

16. Гаврилин И.В. Способ переплава стружки и других дисперсных ма-

териалов в среде твердожидкого металла // Патент на изобретение

РФ. 1999. №2135613.

17. Гаврилин И.В. Металломатричный композит // Патент на изобрете-

ние РФ. 2007. №2367696.

10

ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ

ПРИНЦИПЫ ПОЛУЧЕНИЯ ЛИТЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ

МАТЕРИАЛОВ

Прусов Е.С.

Владимирский государственный университет

им. А. Г. и Н. Г. Столетовых, г. Владимир

Современные условия диктуют постоянно растущие требования к

свойствам и характеристикам применяемых материалов. Возможности по-

вышения физико-механических и эксплуатационных свойств традицион-

ных сплавов к настоящему времени практически исчерпаны. Значительные

резервы в повышении этих свойств открываются при реализации в матери-

але принципа армированной гетерофазной структуры, положенного в ос-

нову создания металломатричных композиционных материалов [1]. Со-

гласно предложенному определению [2], литые композиционные материа-

лы представляют собой особый класс материалов функционального и кон-

струкционного назначения, состоящих из металлической основы (матри-

цы), армированной равномерно или заданным образом распределенными в

ней тугоплавкими высокомодульными частицами экзогенного и/или эндо-

генного происхождения, не растворяющимися в металле матрицы при тем-

пературах получения и эксплуатации изделий. Характерными свойствами

литых композиционных материалов являются высокая удельная прочность

и модуль упругости, низкий удельный вес, высокое сопротивление устало-

сти, хорошая теплопроводность и электропроводность, демпфирующая

способность, низкий коэффициент термического расширения, повышенная

жаростойкость и износостойкость в широком температурно-силовом ин-

тервале эксплуатации.

Основные трудности в технологии получения литых композицион-

ных материалов с заданными свойствами связаны с проблемой физико-

химической совместимости матрицы и армирующих фаз при обеспечении

оптимальной степени их взаимодействия. По мнению автора, успешное

решение этой проблемы возможно за счет разработки новых технологий

получения металломатричных композитов путем комбинирования тради-

ционных литейных методов и самораспространяющегося высокотемпера-

турного синтеза (СВС) эндогенных соединений в условиях жидкофазного

совмещения реакционно-активных порошковых прекурсоров с матричны-

11

ми расплавами. Этот способ получил название жидкофазного реакционно-

го синтеза [3].

Научную основу выбора армирующих компонентов, используемых

при получении металломатричных композиционных материалов методом

жидкофазного реакционного синтеза, составляют результаты термодина-

мического анализа и экспериментальные данные о характере взаимодей-

ствия порошковых прекурсоров с матричным расплавом [4]. Для получе-

ния эндогенно-армированных композиционных материалов с применением

жидкофазного СВС-процесса к настоящему времени успешно опробованы

такие исходные системы, как Al-Ti-B, Al-Ti-C, Al-Ti-B4C, Al-Zr-O, Al-

ZrO2-B, Al-TiO2-B, Al-TiO2-C, Al-TiO2-B2O3 и ряд других [5]. Результатом

взаимодействия порошковых прекурсоров между собой и с матричным

расплавом является образование новых эндогенных армирующих фаз

Al3Ti, Al3Zr, TiB2, TiC, ZrO2, ZrB2, Al2O3 и др. В отличие от экзогенных ча-

стиц, эти фазовые составляющие обладают высокой термодинамической

стабильностью, отсутствием загрязнений на межфазных границах, хоро-

шей адгезионной связью с матричным сплавом, что предопределяет воз-

можность достижения более высокого уровня физико-механических и экс-

плуатационных свойств литых изделий.

Основными этапами технологического процесса жидкофазного реак-

ционного синтеза являются механическая активация исходных порошко-

вых компонентов, их брикетирование и ввод в металлический расплав, вы-

держка композиции для протекания процессов взаимодействия и разливка

в литейную форму. Характер протекания СВС-процесса в металлическом

расплаве и особенности взаимодействия компонентов предопределяют

наличие целого ряда факторов, влияющих на получение качественных ли-

тых композиционных материалов, в том числе: состав, дисперсность, мор-

фология исходных порошков и условия их подготовки; режимы механиче-

ской активации и прессования исходных композиционных смесей; темпе-

ратурно-временные режимы жидкофазного совмещения порошковых бри-

кетов и матричного расплава; внешние воздействия на жидкий и кристал-

лизующийся расплав и др. Учет этих факторов и закономерностей откры-

вает широкие возможности для прогнозирования и целенаправленного ре-

гулирования свойств получаемых композиционных материалов, позволяя

создавать в зависимости от предъявляемых требований жаростойкие, вы-

сокодемпфирующие, электротехнические, антифрикционные или фрикци-

онные материалы.

12

Важным преимуществом жидкофазного реакционного синтеза явля-

ется возможность комбинации эндогенного и экзогенного армирования

матричного сплава частицами различной природы и размеров. Одним из

ключевых факторов при получении таких комплексно-армированных ма-

териалов является протекание экзотермических реакций между компонен-

тами-прекурсорами в матричном расплаве, что обеспечивает повышение

степени усвоения экзогенных частиц за счет улучшения их смачиваемости

и создание более прочной адгезионной связи на границе раздела «армиру-

ющий наполнитель – матричный сплав». Варьирование физико-

химической природы и фракционного состава исходных реакционно-

активных компонентов, вступающих во взаимодействие с образованием

различной гаммы эндогенных армирующих фаз в объеме композита, а

также дополнительно вводимых экзогенных армирующих компонентов

позволяет получать изотропные металломатричные композиционные мате-

риалов с заданным комплексом функциональных характеристик.

Литература

1. Mortensen A., Llorca J. Metal Matrix Composites // Annual Review of

Materials Research. – 2010. – Vol. 40. – pp. 243-270.

2. Prusov E.S. Modern Methods of Metal Matrix Composite Alloys Produc-

tion and New Approaches to Realization of Reinforcing Scheme // Ma-

chines, Technologies, Materials. – 2014. – Vol.1. – pp. 11-13.

3. Прусов Е.С., Панфилов А.А., Кечин В.А. Современные методы по-

лучения литых композиционных сплавов // Литейщик России. –

2011. – №12. – С. 35-40.

4. Прусов Е.С., Панфилов А.В., Панфилов А.А. Термодинамический

анализ и модель взаимодействия компонентов при синтезе компози-

ционных материалов на основе систем Al-TiO2-B-SiC и Al-TiO2-C-

SiC // Литейщик России. – 2009. – №9. – С. 30-33.

5. Tjong S.C., Ma Z.Y. Microstructural and Mechanical Characteristics of In

Situ Metal Matrix Composites // Materials Science and Engineering R. –

2000. – Vol. 29. – pp. 49-113.

13

МЕЖФАЗНОЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ПРИ ПОЛУЧЕНИИ

АЛЮМОМАТРИЧНЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ СПЛАВОВ

СИСТЕМЫ Al-SiC

Панфилов А.А., Прусов Е.С., Кечин В.А.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Основной задачей при получении алюмоматричных композицион-

ных сплавов в условиях жидкофазных технологических процессов являет-

ся обеспечение физико-химической совместимости матрицы и армирую-

щей фазы [1]. Поскольку композиционные сплавы представляют собой ге-

терофазные системы с развитой сетью внутренних границ раздела фаз, их

приготовление сопровождается активным протеканием таких процессов

межфазного взаимодействия, как взаимная диффузия и химические реак-

ции между матричным расплавом и армирующими частицами. Для полу-

чения композитов с заданными свойствами необходимо обеспечивать адге-

зионное взаимодействие на границах раздела фаз, но в ограниченной сте-

пени, поскольку интенсивное межфазное взаимодействие может привести

к частичной или полной деградации армирующей фазы с ухудшением экс-

плуатационных свойств литых заготовок.

Процесс взаимодействия между компонентами композиционных

сплавов условно можно разделить на три стадии:

смачивание, сопровождающееся образованием физического контакта

между фазами и формированием межатомных связей на границе раз-

дела;

диффузионное или химическое взаимодействие, сопровождающееся

образованием твердых растворов или соединений;

кристаллизация жидкой фазы, фиксирующая структуру литой заго-

товки из композиционного сплава.

Взаимодействие между твердой и жидкой фазами протекает во мно-

гих технологических процессах при получении сплавов и производстве ли-

тых изделий, однако до настоящего времени общепринятой универсальной

теории таких процессов не существует. В работе [2] сделано предположе-

ние, что растворение твердого металла в жидком осуществляется путем

диффузионного перехода атомов с поверхностного слоя твердой фазы в

жидкую и диффузионного отвода их в расплав от межфазной границы. В

14

соответствии с этим предположением считается, что в системах с ограни-

ченной взаимной растворимостью компонентов интерметаллические со-

единения могут образовываться путем кристаллизации из жидкой фазы

при насыщении последней атомами тугоплавкого металла, либо в резуль-

тате химической реакции компонентов на межфазной границе с последу-

ющим диффузионным ростом интерметаллического слоя за счет диффузи-

онного переноса компонента из жидкой фазы через слой интерметаллида к

поверхности твердой фазы [3]. Альтернативным является предположение,

что растворение твердого металла в жидком осуществляется путем диффу-

зии атомов из жидкой фазы в твердую до образования в приграничном

слое твердых растворов определенной концентрации, позволяющей им пе-

реходить в жидкое состояние путем плавления [4].

В работе [5] кинетика взаимодействия компонентов металломатрич-

ных композитов описана с помощью общепринятых кинетических законо-

мерностей:

tkx ,

RT

Ea

eAk

,

где x – толщина диффузионной зоны или зоны продуктов взаимодействия,

м; t и T – время процесса, с; T – температура процесса, К; k – константа

скорости, определяемая уравнением Аррениуса, с-1; Ea – энергия актива-

ции, Дж/моль; R – универсальная газовая постоянная, Дж/моль·K.

Суть этой гипотезы заключается в том, что свойства композицион-

ных сплавов обусловливаются толщиной слоя продуктов взаимодействия

на границе раздела компонентов. Из этого следует, что необходимо сво-

дить к минимуму влияние технологических факторов (температура, время,

давление) и выбирать такие компоненты для алюмоматричных композици-

онных сплавов, которые не растворяются и не взаимодействуют друг с

другом. Вместе с тем, высказывается компромиссное мнение, согласно ко-

торому предлагается регулировать процессы химического взаимодействия

между компонентами, допуская его лишь в той степени, в которой это

необходимо для создания прочной межфазной связи. В любом случае, при

рассмотрении процессов химического и диффузионного взаимодействия

следует учитывать взаимную растворимость компонентов композиционно-

го сплава, а также термодинамические характеристики взаимодействую-

щих фаз [6].

15

В качестве экзогенных армирующих компонентов в алюмоматрич-

ных композиционных сплавов наиболее часто используют керамические

частицы SiC [7]. Армирование частицами SiC позволяет резко повысить

износостойкость изделий в условиях сухого и абразивного изнашивания,

снизить коэффициент термического линейного расширения, значительно

увеличить несущую способность и срок службы узлов трения. Однако при

низких температурах перегрева карбид кремния плохо смачивается алю-

миниевыми расплавами. Поэтому при вводе частиц SiC методом механи-

ческого замешивания их усвоение достигается перегревом матричного

расплава до температур выше 900°С и увеличением длительности замеши-

вания до 15-30 мин [8]. При пропитке преформ из карбида кремния темпе-

ратура их предварительного нагрева может достигать 600-700°С. Для

улучшения смачивания карбида кремния матричным алюминиевым рас-

плавом необходимо дополнительное легирование элементами, уменьшаю-

щими поверхностное натяжение жидкого алюминия.

Понимание процессов взаимодействия компонентов алюмоматрич-

ных композиционных сплавов наряду с анализом экспериментальных дан-

ных требует рассмотрения соответствующих тройных и более сложных

фазовых диаграмм [9]. Диаграмма состояния Al-Si-C, являющаяся базовой

для композиционных сплавов системы Al-SiC, к настоящему времени де-

тально изучена. Изотермический разрез диаграммы состояния Al-Si-C в

плоскости концентрационного треугольника при температуре 900°C при-

веден на рис. 1.

Рис. 1. Изотермический разрез диаграммы состояния

системы Al-Si-C при температуре 900°C [10]

16

По данным [9], фазы (Si), (С), SiC и Al4C3 могут находиться в равно-

весии с Al в алюминиевом углу системы Al-Si-C. Кроме того, установлено

существование тройных промежуточных соединений Al4SiC4 (Al4C3·SiC) и

Al8SiC7 (2Al4C3·SiC), которые могут находиться в равновесии с алюминием

при температурах от 1630 до 2000°С. В интервале температур от 1400 до

1630°С результатом взаимодействия между алюминием и SiC будет только

одна тройная фаза Al4SiC4, образующаяся по следующим моновариантным

превращениям [11]:

L1 Al4SiC4 + SiC,

L2 Al4SiC4 + Al4C3

При температурах от 650 до 1400°C наиболее вероятным является

протекание моновариантной эвтектической реакции

L Al4C3 + SiC.

По данным работ [9, 12] в табл. 1 приведены кристаллографические

характеристики фазовых составляющих, формирующихся в системе Al-Si-C.

Таблица 1. Кристаллографические характеристики фаз в системе Al-Si-C

Фаза Температура,

°С

Символ

Пирсона

Про-

стран-

ственная

группа

Параметры решетки

тип a, нм c, нм

(Al) < 660 cF4 Fm3m куб. 0.4049 -

(C) < 3827 (субл.) hP4 P63/mmc гекс. 0.2464 0.6711

(Si) < 1415 cF8 Fd3m куб. 0.5429 -

Al4C3 < 2156 hR21 R3m ромб. 0.3335 0.8542

α-SiC < 2730 hP12 P63mc гекс. 0.3078 15,12

β-SiC < 1700 cF8 Fd3m куб. 0.4359 -

Al4SiC4 < 1920 hP16 - гекс. 0.3277 2.1676

Al8SiC7 < 2085 hR11 - гекс. 0.3313 1.9242

Карбид кремния может существовать в кубической (C), гексагональ-

ной (H) и ромбоэдрической (R) кристаллических структурах. Полимор-

физм SiC отличается формированием схожих кристаллических структур –

политипов, общее количество которых составляет более 250. Наиболее ча-

сто встречающимися модификациями являются α-SiC (политипы 2H, 4H и

6H), имеющий гексагональную решетку, и β-SiC (3C) с гранецентрирован-

17

ной кубической решеткой. Уникальные физико-механические свойства

карбида кремния, обусловливающие его широкое промышленное приме-

нение, определяются высокой прочностью связи Si-C.

В общем виде взаимодействие карбида кремния с металлическими

расплавами может быть представлено следующими реакциями:

SiC [(Si) или Si] + [(C) или C],

m Me + [(Si) или Si] SiMem,

n Me + [(C) или C] MenC,

где символ в круглых скобках означает присутствие в растворе, а символ

без скобок – выделение изолированной фазы.

Согласно [13], активное химическое взаимодействие карбида крем-

ния с алюминиевым расплавом начинается при температурах выше 650°С

по реакции

4Al + 3SiC Al4C3 + 3Si

Соединение Al4C3 резко снижает механические свойства изделий из

композиционных сплавов и реагирует с влагой окружающей среды [14]:

Al4C3 + 18H2O 4Al(OH)3 + 3CO2 + 12H2

С повышением температуры от 650°С до 727°С количество кремния

в жидкой фазе увеличивается с 1,5 ат.% до 4,80,5 ат.%, соответственно.

Предполагается [15], что при достижении в расплаве концентрации крем-

ния, близкой к равновесной (5 ат. %), реакция взаимодействия SiC с Al

становится термодинамически невозможной, и осуществляется обратная

реакция

Al4C3 + 3Si 3SiC + 4Al

с выделением кристаллов -SiC и -SiC. После затвердевания матричного

расплава граница раздела представлена кристаллами карбида алюминия и

-твердым раствором Al(Si,C).

Из вышеизложенного следует, что алюмоматричные композицион-

ные сплавы с термодинамической и кинетической точек зрения представ-

ляют собой системы с развитой сетью внутренних границ раздела фаз, сле-

довательно, в процессе их получения активно протекают диффузионные

процессы и различные химические реакции на межфазных границах. Для

получения алюмоматричных композиционных сплавов с высокими задан-

ными свойствами необходимо обеспечивать такой уровень взаимодействия

между компонентами, при котором исключается деградация армирующей

фазы и, как следствие, ухудшение или потеря необходимых эксплуатаци-

18

онных свойств. Это достигается за счет разработки новых технологий по-

лучения алюмоматричных композиционных сплавов, включающих выбор

технологических параметров плавки и литья, рациональных принципов ле-

гирования матричных сплавов.

Литература

1. Металлургия алюмоматричных композиционных сплавов : моногра-

фия / А.А. Панфилов, Е.С. Прусов, В.А. Кечин ; под ред. В.А. Кечина ;

Владим. гос. ун-т им. А. Г. и Н. Г. Столетовых. – Владимир : Изд-во

ВлГУ, 2017. – 192 с.

2. Никитин В.И. Физико-химические явления при воздействии жидких

металлов на твердые. – М.: Автоиздат, 1967. – 441 с.

3. В.З. Бугаков. Диффузия в металлах и сплавах. – М.: Кн. по требова-

нию, 2012. – 212 с.

4. Савицкая Л.К., Савицкий А.П. Термодинамика и механизм контакт-

ного плавления металлов / В сб.: Поверхностные явления в распла-

вах и возникающих из них твердых фазах. – Нальчик: Кабардино-

балк. кн. изд-во, 1965. – с. 454-460.

5. Браутман Л., Крок Р. Композиционные материалы. Т. 1. Поверхности

раздела в металлических композитах. М.: Мир, 1978. 438 с.

6. Прусов Е.С., Панфилов А.В., Панфилов А.А. Термодинамический

анализ и модель взаимодействия компонентов при синтезе компози-

ционных материалов на основе систем Al-TiO2-B-SiC и Al-TiO2-C-

SiC // Литейщик России. 2009. № 9. С. 30.

7. Martin R. (ed.) Ageing of Composites. Cambridge: CRC Press, 2008. 517

p.

8. Bayoumi M.A., Suery M. Structure and Mechanical Properties of SiC-

Particle Reinforced Aluminum Alloy Composites // Proceedings of Sixth

International Conference On Composite Materials (ICCM-VI). Vol. 2.

1987. P. 481-490.

9. Belov N.A., Eskin D.G., Aksenov A.A. Multicomponent Phase Diagrams:

Applications for Commercial Aluminum Alloys. Elsevier, 2005. 424 pp.

10. C.A.Handwerker, M.D.Vaudin, U.R.Kattner, D.J.Lee. Interface reactions

and phase stability in the Al-SiC system / In: Proceedings of International

Workshop “Metal-Ceramic Interfaces”, Ed. by M.Ruhle, A.G.Evans,

M.F.Ashby and J.P.Hirth. – Pergammon Press, NY, 1989. pp. 129-137.

19

11. J.C. Viala, P. Fortier, J. Bouix, Stable and Metastable Phase Equilibria in

the Chemical Interaction Between Aluminum and Silicon Carbide, J. Ma-

ter. Sci., 1990, 25, p 1842-1850.

12. Numerical Data and Functional Relationships in Science and Technology.

New Series. Group IV. Physical Chemistry / Landolt-Bornstein ; ed. W.

Martienssen. Vol. 11: Ternary Alloy Systems. Phase Diagrams, Crystal-

lographic and Thermodynamic Data. Subvol. A : Light Metal Systems. Pt.

1 : Selected Systems from Ag-Al-Cu to Al-Cu-Er. Berlin: Springer, 2004.

XVII, 445 pp.

13. Viala J.C., Fortier P., Bouix J. Development in the science and technology

of composite materials // Proceedings of 1st European Conference on

Composite Materials. 24-27 Sept. 1985, Bordeaux, France. P. 583-588.

14. J.K. Park, J.P. Lucas. Moisture effect on SiCp/6061 Al MMC: Dissolution

of interfacial Al4C3 // Scripta Materialia. 1997. Vol. 37, No. 4. pp. 511-

516.

15. Lee J.C. [et al.] Prediction of Si Contents to Suppress the Interfacial Reac-

tion in the SiCp/2014 Al Composite // Acta Materialia. 1998. Vol. 46. P.

2635-2643.

20

АЛЮМОМАТРИЧНЫЕ КОМПОЗИТЫ

СО СПЕЦИАЛЬНЫМИ СВОЙСТВАМИ

Косников Г.А.1, Эльдарханов А.С.2, Калмыков А.В.1, Беспалов Э.Н.1 1Санкт-Петербургский политехнический университет Петра Великого,

г. Санкт-Петербург

2 Грозненский государственный нефтяной технический университет,

г. Грозный

В изделиях атомной энергетики, космической и оборонной отраслей

используются материалы, обеспечивающие защиту персонала, приборов и

оборудования от различного рода проникающего излучения, в частности

от воздействия медленных (тепловых) нейтронов. При этом особое внима-

ние уделяется нейтронно-поглощающим сплавам и композитам на основе

алюминия благодаря их низкой плотности и высоким удельной прочности,

коррозионной стойкости и теплопроводности, сопротивлению разбуханию

в условиях радиационного воздействия.

В настоящее время в отечественных и зарубежных разработках в ка-

честве основного нейтронно-поглощающего элемента в алюмоматричных

сплавах используется бор. Растворимость бора в алюминии ничтожно ма-

ла, при введении его в расплав образуется значительное количество интер-

металлической фазы AlB2, охрупчивающей сплав. При использовании

жидкофазных (литейных) технологий максимальное содержание бора 6...8

масс. %. Повышенное количество элементов, имеющих низкую раствори-

мость в алюминиевых сплавах, обеспечивает использование методов по-

рошковой металлургии [1,2]. Поэтому бор вводится в алюминиевые спла-

вы в виде соединений, преимущественно в виде карбида B4C или нитрида

BN в количествах, не превышающих 25 масс.%. [3,4].

Методы порошковой металлургии имеют ряд существенных недо-

статков по сравнению с универсальностью литейных технологий, позво-

ляющих получать заготовки и готовые изделия практически без ограниче-

ний по массе, габаритам, сложности наружной конфигурации и внутрен-

них полостей. Гадолиний, относящийся к иттриевой подгруппе лантанои-

дов, обладает целым рядом специфических свойств, делающим его пер-

спективным для использования в качестве легирующего элемента при по-

лучении, в частности, Al-сплавов. Известно, что гадолиний заметно повы-

шает прочность и предел текучести сплавов на Ti-основе [5], входит в со-

21

став эффективных раскислителей и модификаторов стали [6], придает маг-

ниевым сплавам высокую прочность в сочетании со стойкостью к корро-

зии, обеспечивает оптимизированный баланс прочности и пластичности

[7].

Особый интерес гадолиний представляет благодаря своей высокой

нейтронно-поглощающей способности (среднее значение сечения захвата

тепловых нейтронов у естественного гадолиния – 46617 барн, в то время,

как для естественного бора это 757 барн). В зарубежных источниках весь-

ма мало сведений об исследовании Al-сплавов, содержащих гадолиний [8].

Исследования [9] показали возможность получения алюмоматрич-

ных сплавов и композитов с повышенными нейтронно-поглощающими

свойствами за счет использования гадолиния как в качестве легирующего

элемента, так и в виде дисперсных частиц соединений гадолиния, в част-

ности, оксида гадолиния Gd2O3.

Одна из проблем, сдерживающих применение гадолиния в сплавах

Al-Gd, – его высокая химическая активность, что предполагает принятие

специальных мер при плавке этих сплавов.

Особенностью процесса введения соединений гадолиния в расплавы

алюминия является то, что плотность соединений выше плотности алюми-

ниевых расплавов. Так, плотность оксида гадолиния составляет 7,865 г/см3,

в то время как плотность алюминиевых сплавов в жидком состоянии не

превышает, как правило, 3,0 г/см3. Известные методы введения дисперс-

ных частиц в расплавы алюминия или его сплавов неприемлемы для "тя-

желых" частиц из-за их осаждения на дно тигля и невозможности их рав-

номерного распределения в объеме расплава. Предварительно проведен-

ные исследования показывают, что для рассеивания вторичного гамма-

излучения и получения композитов универсального радиационно-

защитного назначения целесообразно использовать дисперсные частицы

как в виде соединений элементов, эффективно рассеивающих гамма-

излучения, так и соединений нейтронно-поглощающих и гамма-

рассеивающих элементов. Такие соединения также являются "тяжелыми".

Целью проведенных исследований являлась разработка технологии

получения сплавов системы Al-Gd и введения «тяжелых» дисперсных ча-

стиц в расплавы алюминия, получение опытных образцов сплавов и ком-

позитов, исследование их структуры и свойств.

При разработке технологии плавки сплавов Al-Gd исходили, с одной

стороны, из необходимости максимально приблизить условия лаборатор-

22

ной плавки к промышленным условиям плавки алюминиевых сплавов, с

другой стороны, нужно было учитывать высокую химическую активность

гадолиния

Результаты проведенных плавок показали, что целесообразно ориен-

тироваться на плавку сплавов Al-Gd с введением гадолиния в шихту в виде

лигатуры с принятием дополнительных мер для обеспечения защитной

среды (закрытие тигля крышкой, подача аргона, использование защитных

шлаков). При этом варианте плавки угар гадолиния составляет около 13%.

Рентгеноструктурный анализ (сканирующий электронный микроскоп

SUPRA 50VP) показал, что в полученных сплавах содержатся, помимо

алюминия и гадолиния, железо, кислород, кремний, что является результа-

том использования в шихте технического алюминия. В основном включе-

ния представляют собой соединения Al3Gd. Количественный металлогра-

фический анализ с использованием системы изображения ThixometPro [10]

свидетельствует о том, что в сплаве Al –10 масс. % Gd общее количество

включений составляет 19,9 %, их средний диаметр по Фере равен 3,02 мкм,

количество эвтектики - 49 %, твердого раствора - 24,1 %.

При повышении содержания гадолиния с 5 до 10 масс.% среднее

значение микротвердости возрастало с 42 до 54,8 HV, что свидетельствует

об упрочнении алюминиевых сплавов гадолинием.

Оценка нейтронно-поглощающих свойств сплава Al –10 масс. % Gd,

выполненная в испытательной лаборатории ФГУП ЦНИИ КМ "Прометей"

(источник 75 мЭв/ч, детектор 50 мЭв/ч), показала, что коэффициент ослаб-

ления нейтронов для разработанного материала составляет 0,66, значи-

тельно превышая по этому показателю борсодержащие алюмоматричные

сплавы.

Задача разработки технологии введения тяжелых дисперсных частиц

в расплавы алюминии и получения дисперсно-упрочненных композитов

решалась в двух направлениях:

1. разработка способа введения тяжелых дисперсных частиц в алю-

миниевые сплавы, совмещающего возможности порошковой металлургии

и литейных технологий [11];

2. разработка и использование специального устройства, обеспечи-

вающего эффективное замешивание и равномерное распределение в рас-

плаве дисперсных частиц различной плотности и дисперсности.

1. В качестве матричного сплава использовали алюминиевый сплав

АК8М. Стружку указанного сплава помещали в вибрационную дисковую

23

мельницу совместно с оксидами цериевого мишметалла (плотность 7,0

г/см3) преимущественно фракции 2,5 мкм в количестве 5 % (масс.). Размол

в течение 5 минут позволил получить порошок в виде частиц сплава оско-

лочной формы размерами до 500 мкм с внедренными частицами оксидов.

Холоднопрессованные цилиндрические заготовки различной толщины

имели массу от 30 до 70 г при плотности от 2,4 до 2,2 г/см3. Плавление за-

готовок производилось в печи с защитной атмосферой. В заготовках с

плотностью 2,2 г/см3 даже при температуре 900 оС (сплав АК8М имел

Tликв=603 оС) жидкая фаза визуально не обнаруживалась. Можно предпо-

ложить, что причиной этого являлось наличие в каждой частице премикса

оболочки из оксида алюминия, внутри которой находился расплав. При

плотности 2,4 г/см3 нагрев до температуры 670 оС приводил к появлению

на поверхности заготовки капель жидкого металла. Заготовка при этом те-

ряла прочность и при перемешивании графитовым стержнем появлялась

непрерывная жидкая фаза. Полученный после перемешивания и охлажде-

ния слиток визуально был однородным. Исследование металлографиче-

ских шлифов (сканирующий электронный микроскоп SUPRA, распределе-

ние церия) показало достаточно равномерное распределение дисперсных

частиц в композите.

Получаемые по описанной технологии холоднопрессованные заго-

товки могут быть изготовлены на базе различных матричных сплавов и

дисперсных частиц и использованы в качестве высокопроцентной (по кон-

центрации дисперсных частиц) лигатуры при получении металломатрич-

ных композитов и в качестве компонентов шихты при получении литей-

ных и деформируемых композиционных сплавов.

2. Существует различные способы перемешивания жидких сред. В

устройствах с возвратно-поступательным движением (вибрационные ме-

шалки) рабочие органы совершают периодическое возвратно -

поступательное движение, обеспечивая интенсивное перемешивание жид-

кости. Рабочим органом является плоский диск, имеющий несколько

отверстий в форме усеченных конусов, обеспечивающих направленное

движение жидкости. Диск крепится к валу, совершающему возвратно –

поступательное движение. Преимущество этой конструкции, по сравнению

с вращающимися мешалками, состоит в том, что в данном случае

создается вертикальное знакопеременное движение жидкости, при котором

отпадает необходимость в направляющих устройствах.

24

В настоящее время дисковые мешалки используются, преимуще-

ственно, в низкотемпературных (до 1000С) процессах перемешивания жид-

ких сред. Разработанный базовый лабораторный вариант дисковой вибра-

ционно-струйной мешалки в виде вибрационно-струйного перемешивателя

(ВСП) предназначен для введения и перемешивания дисперсных частиц в

алюминиевые расплавы.

Алюминиевый сплав АК8М расплавляли в индукционной печи, пе-

регревали до температуры 680…700 ºС, переливали в предварительно по-

догретый до 400 ºС тигель. Тигель с расплавом перемещался в зону дей-

ствия ВСП.

Перфорированный титановый диск прогревали газовой горелкой для

уменьшения теплоотвода. Оксид гадолиния (d = 10...20 мкм) порционно

подавали через систему загрузки под давлением аргона из расчета обеспе-

чения в расплаве содержания оксида гадолиния 1,5…1.8 масс.%. Длитель-

ность ВСО 2 минуты. Расплав выливали в металлическую изложницу, по-

лучая литые образцы диаметром 30 мм. Из полученных образцов изготав-

ливали шлифы для металлографического и рентгеноструктурного анали-

зов.

По вышеописанной технологии был приготовлен композит с замено-

го сплава АК8М техническим алюминием (Al-1,5% Gd2O3). Из полученных

литых заготовок были изготовлены экраны для оценки нейтронно-

поглощающих свойств сплава.

Ниже приведены значения коэффициента пропускания тепловых

нейтронов К с энергией E<0,625 эВ для алюмоматричного композита, со-

держащего гадолиний, полученные в АО «Институт реакторных материа-

лов»1:

1 Под руководством И.М. Русских.

Толщина экрана К

1 мм 0,384

2 мм 0,253

3 мм 0,220

25

Литература

1. Tsemenko VN, Tolochko OV, Kol’tsova TS, Ganin SV, Mikhailov VG.

Fabrication, Structure and Properties of a Composite from Aluminum

Matrix Reinforced with Carbon Nanofibers. Metal Science and Heat

Treatment. 2018 May: 24-31. DOI: 10.1007/s11041-018-0235-0.

2. Mironenko VN, Vasenev VV, Petrovich SY, Myshlyaev IV. Structure and

properties of compact workpieces and bars made of sintered aluminium

alloy CAC-1. Tsvetnye Metally. 2018. 4 (86-91). DOI:

10.17580/tsm.2018.04.12.

3. В. Н. Гульбин, В. А. Михеев, Н. С. Колпаков, В. В. Чердынцев. Раз-

работка и исследование радио- и радиационно-защитных материалов

// Ядерная физика и инжиниринг, 2013, том 4, № 6, с. 597–604

4. Aluminum composite material having neutron-absorbing ability / United

States PatentUS 6,602,314 B1, Aug. 5, 2003).

5. Хорев А.И. Фундаментальные исследования легирования титановых

сплавов редкоземельными элементами // ВИАМ/2011-205826.

6. Пат. 2320768 РФ. Жаростойкая сталь. – Опубл. 27.03.2008.

7. Пат. 2450 068 РФ. Магниево-гадолиниевые сплавы. – Опубл.

10.05.2012.

8. Pat. 2004-291196 dated January 27, 2005 «Aluminum alloy powder for

neutron absorbing material» / Naoki Yoko.

9. Косников Г.А. и др. Сплавы с повышенными нейтронно-

поглощающими свойствами / Г.А. Косников, А.С. Эльдарханов, А.В.

Калмыков, Э.Н. Беспалов // Литейщик России. -2017. №7. – с. 6-10.

10. Kazakov A., Kur A., Kazakova E., Kiselev D. Quantitative Characteriza-

tion of Hypoeutectic Aluminum–Silicon–Copper As-Cast Alloy Micro-

structures. Materials Performance and Characterization. 2016 Sep 6;5(5):

497-509. DOI: 10.1520/MPC20160025.

11. А.В. Калмыков, Г.А. Косников, Э.Н. Беспалов, С.Ю. Петрович

Алюмоматричные композиты с тяжелыми дисперсными частицами //

Композиты и наноструктуры. -2017.Том 9, выпуск 3-4 (35-36). –

с.165-166.

26

ПРИМЕНЕНИЕ ФИЗИЧЕСКИХ МЕТОДОВ ОБРАБОТКИ

РАСПЛАВОВ ПРИ ПОЛУЧЕНИИ ЛИТЫХ

МЕТАЛЛОМАТРИЧНЫХ КОМПОЗИТОВ

Деев В.Б.1, Прусов Е.С.2 1Национальный исследовательский технологический университет

«МИСиС», г. Москва 2Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Известно, что качество литейных машиностроительных сплавов

определяется их структурой, от которой зависит уровень механических,

технологических и эксплуатационных свойств деталей. Широко применя-

ются способы модифицирования структуры сплавов различными элемен-

тами, что позволяет повысить уровень механических и эксплуатационных

свойств. Однако такие подходы к повышению свойств и характеристик

сплавов в настоящее время практически исчерпали свои потенциальные

возможности.

В настоящее время в промышленных технологиях машинострои-

тельного литья получают распространение способы физических (внешних)

модифицирующих воздействий на расплавы – ультразвук, вибрация, высо-

котемпературные перегревы, электрический ток, магнитное поле и др. [1].

Данные воздействия способствуют получению мелкозернистой структуры

и повышению механических и эксплуатационных свойствам отливок без

введения специальных модифицирующих добавок. Основное достоинство

физических воздействий заключается в том, что они не меняют химиче-

ский состав расплава и не приводят к накоплению нежелательных приме-

сей в литейных сплавах при дальнейших переплавах.

На рис. 1 показана схема основных способов существующих физиче-

ских воздействий на металлические материалы различного назначения.

27

Рис. 1. Классификация физических методов обработки расплавов

Ниже приведено краткое описание способов физических воздействий

согласно рис. 1.

Рассмотрим тепловые воздействия на расплавы (термовременная и

термоскоростная обработка и др.). Металлические расплавы микронеодно-

родны, при этом их микронеоднородность обусловлена термически устой-

чивыми микрогруппировками (кластерами). По Б.А. Бауму, в стадии при-

готовления любого жидкого сплава, даже после расплавления всех компо-

нентов и возникновения однофазной, микроскопически однородной жид-

кости, в ней продолжает осуществляться переход от различных типов

ближнего порядка компонентов шихты к иной, более однородной для

формирующегося сплава атомной структуре. Естественно, что это сопро-

вождается изменением межчастичных взаимодействий и атомной сегрега-

ции. Изменение внешних условий, например, температуры, приводит к из-

менению структуры ближнего порядка (межатомных расстояний, коорди-

национных чисел, геометрии расположенных атомов и размеров упорядо-

ченных комплексов-кластеров).

Суть обработки заключается в перегреве (нагреве) расплава до опре-

деленной (оптимальной), и изотермической выдержке (как правило) при

этой температуре. Тепловая обработка может способствовать повышению

гомогенизации расплава, что приводит при кристаллизации к более равно-

28

мерной и дисперсной структуре сплава и повышенному уровню требуемых

свойств. Механизм положительного эффекта заключается в том, что ис-

пользование тепловых воздействий позволяет уменьшить микронеодно-

родное состояние расплава и оказывает модифицирующее влияние на

структуру получаемых сплавов и, соответственно, повышает служебные и

механические свойства литых изделий.

Параметры перегрева – температура и выдержка – определяются

предварительными экспериментами. Очень часто для оценки влияния тем-

пературы на свойства сплава используют изучение физических свойств

расплавов (вязкость, плотность, поверхностное натяжение, электросопро-

тивление) при варьируемых температурах нагрева и последующего охла-

ждения. При появлении гистерезиса на кривых нагрева и охлаждения судят

о необратимом изменении состояния структуры расплава и считают тем-

пературу проявления гистерезиса (и близкий к ней интервал) оптимальной

температурой ТВО.

ТСО-обработка отличается от ТВО тем, что расплав после проведе-

ния перегрева и выдержки резко охлаждают до температуры заливки или

температуры рафинирования добавками твердой шихты. Резкое охлажде-

ние позволяет «зафиксировать» структуру расплава (то есть зафиксировать

эффект перегрева).

Несмотря на существующие достижения при использовании тепло-

вых воздействий в металлургии литейных сплавов, остается и ряд сложно-

стей, связанных прежде всего, с определением оптимальных температур

перегрева для каждой конкретной марки выплавляемых сплавов в услови-

ях конкретного производства.

Электромагнитные воздействия (электрический ток, магнитное поле,

наносекундные электромагнитные импульсы и т.д.) являются перспектив-

ными способами физического воздействия на расплавы. Суть обработки

заключается в том, что под влиянием электромагнитных воздействий на

кристаллизующийся расплав существенно изменяются силы межатомного

взаимодействия, определяющие качество литого металла, которое зависит

от структуры и свойств расплава. Наложение электромагнитных полей

способствует переохлаждению расплава, росту скорости кристаллизации,

при этом измельчается размер первичных кристаллов и повышается плот-

ность отливок. Однако эти технологии почти не применяются для изготов-

ления фасонного литья.

29

Обработку расплавов электрическим током можно проводить как

непосредственно в жидком состоянии, так и в процессе кристаллизации.

Для литейного производства наибольший интерес представляет обработка

расплава при кристаллизации в литейной форме. Электрический ток при

воздействии на расплав оказывает эффективное влияние на его движение,

процессы тепломассопереноса, а также позволяет управлять структурой и

свойствами литых изделий. Обработка жидкого алюминиевого расплава

электрическим током создает направленную кристаллизацию от анода к

катоду, что позволяет управлять процессом кристаллизации кокильных от-

ливок. При воздействии постоянного тока на жидкий металл между жид-

кой и твердой фазами возникает эффект Пельтье, используемый при зон-

ном плавлении.

Пропускание постоянного электрического тока через кристаллизую-

щуюся отливку вызывает перераспределение неметаллических включений.

Известны объяснения связи содержания водорода с оксидом алюминия от-

рицательной полярностью ее частиц и наличия на границе их раздела с ме-

таллом потенциала, облегчающего ионизацию водорода. При этом отрица-

тельно заряженные частицы оксида алюминия будут удерживать положи-

тельные ионы водорода, и газонасыщение сплава повысится. Содержание

газов снижается при наложении тока из-за снятия электрического заряда,

коагуляции включений и выхода их из расплава.

Одновременно ток дополнительно прогревает отливку и стабилизи-

рует температурное поле по времени и по объему, так как является внут-

ренним источником энергии. Это существенно снижает возможность обра-

зования дефектов в отливке (особенно таких, как недолив), предотвраще-

ние появления которых особенно важно при получении тонкостенных де-

талей.

Изменение энергии электрического тока во времени может менять

величину поверхностного заряда, который возникает на границе раздела

зародыша кристалла и жидкой фазы вследствие различной высоты уровней

энергии Ферми данных фаз. Повышение плотности поверхностного заряда

увеличивает свободную энергию жидкой фазы, окружающей зародыш, что,

в свою очередь, сказывается на увеличении разности между свободной

энергией жидкой и твердой фаз. Свободная энергия всей системы в этом

случае снизится, что при определенном переохлаждении уменьшит крити-

ческий радиус зародыша кристалла. Это вызывает увеличение числа цен-

тров кристаллизации в единице объема расплавах.

30

Методы физических воздействий, опробованные к настоящему вре-

мени при получении литейных композитов на основе алюминиевых спла-

вов, систематизированы в табл. 1. По принципу реализации способа арми-

рования разделены композиты разделены на I тип (экзогенно-

армированные, или ex-situ) и II тип (эндогенно-армированные, или in-situ).

Таблица 1. Применение физических воздействий на расплав

при получении металломатричных композитов

Метод

Тип

ком-

по-

зита

Влияние обработки на структуру композитов

Обработка пе-

регревом

I - улучшение смачиваемости частиц

II

- уменьшение средних размеров армирующих

фаз

- улучшение морфологии эндогенных армиру-

ющих фаз

Ультразвуковая

обработка при

плавке

I

- улучшение смачиваемости частиц

- улучшение равномерности распределения ча-

стиц

II

- диспергирование армирующих фаз

- улучшение равномерности распределения ар-

мирующих фаз

Электромаг-

нитная обра-

ботка при

плавке

I - улучшение смачиваемости частиц

II - увеличение количества частиц (интенсифици-

рует процессы образования армирующих фаз)

Вибрация фор-

мы при заливке

I - улучшение равномерности распределения ча-

стиц

- разрушение агломератов высокодисперсных

частиц (включая наноразмерные)

- измельчение структуры матрицы

II - улучшение равномерности распределения ар-

мирующих фаз

Отметим, что при термовременной обработке композитов I типа ее

воздействие может проявляться по-разному в зависимости от физико-

химической природы применяемых матричных сплавов и армирующих

компонентов, а также технологических режимов процесса. Достигаемый

при этом эффект определяется интенсификацией процессов межфазного

31

взаимодействия между алюминиевым расплавом и вводимыми частицами

армирующей фазы. Отмечено [2], что повышение температуры расплава и

продолжительности изотермической выдержки существенно улучшает

смачивание частиц SiC жидким алюминием за счет уменьшения краевого

угла смачивания на границе контакта. Однако длительная выдержка ком-

позиционных расплавов при высокой температуре может приводить к де-

градации армирующих компонентов вследствие образования различных

нежелательных продуктов взаимодействия, к примеру, карбида алюминия

по реакции

4Al + 3SiC Al4C3 + 3Si

В этой связи при промышленном применении температурно-

временной обработки при получении экзогенных композиционных сплавов

необходимо уделять особое внимание контролю технологических пара-

метров процесса, не допуская продолжительных выдержек расплава до

разливки.

Литература

1. Deev V.B., Prusov E.S., Kutsenko A.I. Theoretical and Experimental

Evaluation of the Effectiveness of Aluminum Melt Treatment by Physical

Methods // Metallurgia Italiana. 2018. No. 2. P. 16-24.

2. Cong X., Shen P., Wang Y., Jiang Q. Wetting of polycrystalline SiC by

molten Al and Al-Si alloys // Applied Surface Science. 2014. 317: 140-

146.

32

КОРРОЗИОННОЕ ПОВЕДЕНИЕ

МЕТАЛЛОМАТРИЧНЫХ КОМПОЗИТОВ

Lyublinski E. 1, Кечин В.А. 2, Прусов Е.С. 2 1Corrosion Science Ltd., г. Кливленд, США

2Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Металлы и сплавы на их основе являются одними из наиболее важ-

ных современных материалов функционального и конструкционного

назначения. В условиях эксплуатации металлических сооружений, кон-

струкций и изделий в результате взаимодействия металла с окружающей

средой происходит их коррозионное разрушение. Например, общеизвест-

ны колоссальные материальные потери, взрывы, пожары, загрязнение

окружающей среды в нефтегазовых отраслях промышленности.

В связи с изложенным, проблемы повышения коррозионной стойко-

сти металлов и защиты от коррозии являются исключительно важными

практически во всех странах. В современном мире коррозия металлов и

защита их от коррозии является одной из значимых технологических про-

блем. Например, в США по последним данным NACE International ущерб

от коррозии и затраты на борьбу с ней составляют около 3,1% от ВВП (276

млрд. долл.); в Германии – 2,8%. В среднем по промышленности развитых

стран мира потери от коррозии составляют 2,0 – 4,0% от их ВВП. В России

ежегодно из-за коррозии теряется 12% металла от общей массы металли-

ческого фонда страны. Практически каждая седьмая тонна стали предна-

значена для ликвидации последствий коррозии. Вред от коррозии много-

образен: помимо выхода из строя машин, станков, приборов и других из-

делий ухудшаются технические свойства и характеристики в условиях

эксплуатации металлических объектов техники.

Основная причина коррозии металлов – их термодинамическая не-

устойчивость практически во всех природных средах, зависящая не только

от внешних, но и от внутренних факторов. Среди внутренних факторов

следует выделить природу металла, химический и фазовый состав, струк-

туру и др. Очевидно, что вышеперечисленные факторы имеют особое зна-

чение с точки зрения коррозионного поведения металломатричных компо-

зитов.

Присутствие армирующего наполнителя в литой металлической мат-

рице изменяет характер коррозионного поведения материала по сравнению

с неармированным состоянием. Следует ожидать, что металломатричные

композиты будут подвержены коррозии в различных средах, иницииро-

33

ванной вследствие протекания гальванических реакций между матричным

сплавом и армирующими компонентами, а также селективной коррозии на

границах раздела из-за формирования различных продуктов межфазного

взаимодействия и дефектов микро- и макроструктуры. Вторичные измене-

ния структуры материалов, такие как сегрегация армирующих частиц, ге-

нерация дислокаций вследствие несоответствия коэффициентов термиче-

ского расширения матрицы и наполнителя, а также образование новых фаз,

могут приводить к различным формам коррозии. Известно, что алюминие-

вые сплавы имеют прочный оксидный слой на поверхности, защищающий

материал от дальнейшей коррозии. В металломатричных композитах на

алюминиевой основе целостность этого слоя может нарушаться за счет

присутствия изолированных включений армирующей фазы. Причем оче-

видно, что повышение долевого содержания армирующих частиц будет

увеличивать общее число таких очагов разрыва оксидного слоя и иниции-

ровать точечную коррозию. Другим важным фактором, способствующим

интенсивной коррозии металломатричных композитов, следует считать

пористость в литой структуре материалов, возникающую из-за низкого

уровня адгезионных связей на межфазных границах, наличия трещин и

других дефектов в используемых армирующих частицах, а также вслед-

ствие объемного характера кристаллизации композитов по аналогии с кри-

сталлизационным поведением широкоинтервальных сплавов.

Аддитивный характер формирования свойств металломатричных

композитов, во многих случаях справедливый для описания их механиче-

ских, теплофизических и других характеристик, не может быть использо-

ван для прогнозирования коррозионных свойств композиционных матери-

алов. К наиболее значимым факторам, непосредственно влияющим на ха-

рактер коррозионного поведения металломатричных композитов, можно

отнести тип используемой армирующей фазы (и, как следствие, ее элек-

трохимические свойства), объемное содержание частиц, площадь удельной

поверхности частиц, их фракционный состав и морфологические характе-

ристики. Отдельно следует рассматривать коррозионные характеристики

алюмоматричных композитов, армированных карбидными фазами, в част-

ности, SiC или B4C. Продуктами межфазного взаимодействия на поверхно-

стях раздела в таких системах может быть карбид Al4C3, который имеет

склонность к гидролизу во влажной среде:

Al4C3 + 12H2O = 4Al(OH)3 + 3CH4.

Эти процессы влекут за собой образование микротрещин в структуре

материала, способствующих щелевой и точечной коррозии. Поэтому при

34

разработке технологических процессов получения таких композиционных

материалов следует строго контролировать температурно-временные па-

раметры жидкофазного совмещения матрицы и армирующих фаз для

предотвращения формирования нежелательных продуктов на межфазных

границах.

Кроме того, при разработке металломатричных композитов нужно

иметь ввиду, что указанные карбиды являются вредными катодными при-

месями и необходимо изыскивать пути по их нейтрализации. Было бы

важно изыскать возможность изготовления (литья) композиционных изде-

лий, поверхность которых не содержит карбидных соединений. Кроме то-

го, в процессе разработки металломатричных композиционных материалов

необходимо всегда предусматривать работы, связанные с оценкой их кор-

розионной стойкости и поиском защитных покрытий и ингибиторов. От-

метим, что защитные покрытия, традиционно применяемые для металлов и

сплавов, могут быть неподходящими для защиты металломатричных ком-

позитов. В частности, плохие адгезионные характеристики покрытий по

отношению к армирующим фазам приведут к неэффективной защите от

коррозии. Поэтому для каждого состава композиционного материала необ-

ходимо подбирать свои методы защиты с учетом физико-химической при-

роды матричного сплава и армирующих компонентов. Наряду с этим, при

поиске оптимальных комбинаций компонентов на этапе проектирования

металломатричных композитов в качестве одного из критериев для выбора

матричных материалов и армирующих частиц целесообразно использовать

критерий достаточной устойчивости к коррозии в условиях эксплуатации.

35

РАЗВИТИЕ МЕТОДОЛОГИИ СИНТЕЗА МЕТАЛЛОМАТРИЧНЫХ

КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

Прусов Е.С., Кечин В.А.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Традиционный эмпирический метод поиска компонентов и составов

при синтезе новых материалов путем «проб и ошибок» не соответствует

постоянно возрастающим требованиям к срокам и качеству разработки ма-

териалов функционального и конструкционного назначения [1]. Однако,

несмотря на значительный прогресс ведущих научных коллективов в обла-

сти создания металломатричных композитов, достигнутые в этом направ-

лении положительные результаты в определяющей степени являются след-

ствием именно интуитивно-эмпирического подхода к выбору матричных

материалов и армирующих компонентов [2, 3], в то время как универсаль-

ные методологические принципы проектирования (синтеза) металломат-

ричных композитов, обеспечивающие достижение заданного уровня и

комплекса свойств с учетом условий эксплуатации изделий, до настоящего

времени остаются неразработанными. В этой связи проблема поиска опти-

мальных компонентных составов и концентрационных пределов армиро-

вания металломатричных композитов, а также подбора при необходимости

подходящих легирующих элементов (основных и вспомогательных) для

матричного сплава сопряжена с большими затратами времени и матери-

альных ресурсов.

В рамках системного научно-методологического подхода к проекти-

рованию металломатричных композитов необходимо разработать и обос-

новать принципы выбора матричных сплавов и армирующих компонентов

для создания материалов с заданными свойствами с учетом различных

условий эксплуатации, что является целью настоящей работы.

При разработке общей концепции проектирования металломатрич-

ных композитов использован метод системного анализа. Под термином

«проектирование материалов» подразумевается создание нового материа-

ла, имеющего заданное сочетание физико-механических и эксплуатацион-

ных свойств. В общем виде предложенная постадийная система проекти-

рования металломатричных композитов и выбора их компонентов пред-

ставлена на рис. 1.

36

Рис. 1. Предложенная система проектирования металломатричных композитов

на основе критериального выбора компонентов

Предложенная система проектирования металломатричных компози-

тов реализуется следующим образом. На первом этапе проектирования

проводится анализ условий эксплуатации изделий из создаваемого матери-

ала, по результатам которого формулируются основные требования к нему.

Выбор металлов-основ матричных сплавов для изготовления металломат-

ричных композитов осуществляется путем последовательного логического

отсеивания элементов Периодической системы Д.И. Менделеева по приня-

тым критериям оценки с учетом соответствующих ограничений.

Определение групп легирующих и армирующих компонентов осно-

вано на применении критериального подхода для отсеивания потенциаль-

но неподходящих вариантов. На этом этапе используется метод физико-

химического анализа, с помощью которого осуществляется прогнозирова-

ние характера и механизма взаимодействия фазовых составляющих мате-

риала как друг с другом, так и с матричным сплавом. Поскольку металло-

матричные композиты состоят по меньшей мере из двух разнородных

компонентов (металлическая матрица и керамическая армирующая фаза),

37

вопросы химической и физической совместимости этих компонентов име-

ют решающее значение при проектировании композитов и изделий из них

с учетом заданных условий эксплуатации, а также при разработке техноло-

гических процессов их получения. Отсеивание компонентов требует ис-

пользования комплекса надежных и адекватных критериев, позволяющих

учесть как вклад различных компонентов в обеспечение требуемого уров-

ня того или иного свойства, так и показатели совместимости матрицы и

потенциальных армирующих фаз.

Подбор соответствующего состава матричного сплава по содержа-

нию легирующих элементов позволяет регулировать интенсивность хими-

ческого взаимодействия компонентов как на этапе получения металломат-

ричного композита в условиях жидкофазного совмещения, когда требуется

хорошее смачивание армирующих частиц матричным расплавом для фор-

мирования прочных адгезионных связей, так и в условиях эксплуатации

изделий, когда необходимо исключить или минимизировать возможную

деградацию армирующей фазы в результате диффузии, растворения,

охрупчивания и других процессов.

Применение изложенного подхода позволит обоснованно выбирать

компоненты металломатричных композиционных материалов с различной

схемой армирования, включая экзогенно-армированные, эндогенно-

армированные и комплексно-армированные металлокомпозиты. На этапе

выбора оптимального состава композиционного материала, включающего

интервалы концентраций легирующих компонентов и долевых содержаний

компонентов армирующего комплекса, требуется использование метода

активного планирования эксперимента для построения соответствующих

математических моделей.

Разработаны научно-методологические принципы выбора групп ле-

гирующих и армирующих компонентов металломатричных композитов,

обеспечивающие решение задачи создания новых материалов с учетом за-

данных условий эксплуатации. Предложенная методология проектирова-

ния металломатричных композитов позволяет определить перечень потен-

циально перспективных комбинаций матричных материалов и армирую-

щих частиц, однако не исключает необходимость проведения эксперимен-

тальных исследований для верификации выбранных компонентных соста-

вов и определения оптимальных концентрационных диапазонов содержа-

ния легирующих элементов и армирующих фаз.

38

Литература

1. D. Xue, P. V. Balachandran, J. Hogden et al. Accelerated search for mate-

rials with targeted properties by adaptive design. Nature Communications.

2016. Vol. 7, 11241.

2. A. Mortensen, J. Llorca. Metal Matrix Composites. Annual Review of

Materials Research. 2010. Vol. 40, pp. 243–270.

3. K.K. Chawla, N. Chawla. Metal Matrix Composites. Springer Sci-

ence+Business Media, 2nd ed., New York, 2013, 370 pp.

39

АРМИРУЮЩИЕ ЛИГАТУРЫ ДЛЯ ПОЛУЧЕНИЯ

АЛЮМОМАТРИЧНЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

Бабкин В.Г., Терентьев Н.А.

Сибирский федеральный университет, г. Красноярск

Способ получения литых алюмоматричных композиционных мате-

риалов, в основу которого положен принцип «in-situ», требует высокого

перегрева расплава, что вызывает угар и окисление металла. Поэтому

представляет интерес разработка технологии производства армирующих

лигатур систем Al-Zr(Ti)-C, Al-B-C целью их применения для получения

композиционных алюминиевых сплавов, подвергающихся деформацион-

ной обработке. В качестве металлической основы для получения лигатур

использовали технический алюминий чистотой не менее 99,6 мас. %, в ко-

тором при температуре 1000 – 1100 °С синтезировали термостабильные

нано- и микроразмерные частицы TiC, ZrC, C2Al3B48, практически нерас-

творимые при общепринятых температурах плавки и литья.

Для оценки скорости кристаллизации на структуру армирующих ли-

гатур заливку расплава осуществляли в стальную и медную водоохлажда-

емую форму, а также в воду при получении гранулированной лигатуры.

Условия теплообмена при кристаллизации и охлаждении цилиндрических

образцов диаметром 10 и высотой 100 мм, изготовленных в различных

условиях, оценили с применением системы компьютерного моделирования

ProCast и по анализу температурных полей рассчитали скорости охлажде-

ния, которые в зависимости от состава лигатурного сплава находились в

пределах 50-65 °С/с, 130-157 °С/с и 270-490 °С/с соответственно для

стального, медного кокиля и литья в воду с применением гранулятора.

Микроструктура армирующих лигатур, полученных при различных

скоростях охлаждения, приведена на рис. 1.

40

Рис. 1. Микроструктура образцов армирующих лигатур, полученных литьем в стальной

кокиль (а—в), в медный водоохлаждаемый кокиль (г—и): а, г, ж — система A1 – Zr – C

(5,0 мас.% ZrC); б, д, з — система A1 - B - C (5,0 мас.% C2Al3B48);

в, е, и —система A1 — Ti — C (5,2 мас.% TiC)

Микроструктура армирующей лигатуры системы Al - Zr – C состоит

из трех фаз: алюминиевый твердый раствор (Ala), алюминид циркония

(Al3Zr) и карбид циркония (ZrC). В присутствии углерода в структуре ли-

гатур системы Al - B - C образуется фаза C2Al3B48, а в системе Al - Ti - C

наряду с алюминиевым твердым раствором (Ala) и алюминидом титана

(Al3Ti) образуется карбид титана (TiC), что подтверждается результатами

рентгенофазового анализа. Из рисунка 1а видно, что алюминиды циркония

и титана (рисунок 1в) имеют игольчатую морфологию. Длина игл алюми-

нида циркония составляет около 100 мкм, алюминида титана 200-300 мкм,

а их ширина 5-8 и 8-10 мкм соответственно. Включения карбидов цирко-

ния и титана преимущественно размером менее 1-2 мкм равномерно рас-

пределены в матрице композиционного сплава (рисунок 1 г, ж, е, и). С по-

вышением скорости охлаждения (водоохлаждаемый медный кокиль) раз-

меры алюминидов Ti и Zr уменьшаются в 5-10 раз. Лигатура системы A1 -

B – C состоит из трех фаз: твердый раствор (Ala), углеродосодержащий бо-

рид переменного состава (C2Al3B48) и диборида алюминия (AlB2) в виде

тонких пластин длиной 50-100 мкм и толщиной до 2,5 мкм. В структуре

сплава в достаточно большом количестве присутствует углеродосодержа-

щий борид алюминия в виде частиц размером около 2 мкм.

41

Эффективность применения армирующих лигатур проверили при

получении дисперсно-упрочненных сплавов на основе технического алю-

миния марки А6 и в промышленных условиях для упрочнения сплавов си-

стемы Al-Mg-Si, в частности сплавов АД31 (6063), широко применяемых

для производства прессованных полуфабрикатов. Установлено, что в дис-

персно-упрочненном сплаве на основе алюминия частицы упрочняющих

фаз равномерно распределяются в теле зерна и их размер не превышает 1-2

мкм.

Результаты исследования механических свойств термически не-

упрочняемых сплавов системы Al-Mg-Si, упрочненных армирующими ча-

стицами, в литом и деформированным состояниях сравнивали со свой-

ствами промышленных сплавов после термической обработки. Установле-

но, что сплав АД31 после деформационной обработки и искусственного

старения имеет прочность на уровне 230 МПа. Применение армирующих

лигатур для упрочнения этого сплава позволяет повысить его прочность до

267,3 МПа, т.е. на 16%, при этом исключается из технологического про-

цесса термообработка сплавов.

42

ЛИТЫЕ КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ

ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОГО НАЗНАЧЕНИЯ

Бабкин В.Г., Трунова А.И., Напрюшкин А.В.

Сибирский федеральный университет, г. Красноярск

Медематричные композиционные сплавы, армированные частицами

тугоплавких соединений, применяются в электротехнике в качестве кон-

тактного материала для силовых кабелей, высоковольтных выключателей,

электродов сварочных машин и других изделий электротехнического

назначения. Главными достоинствами их являются высокая электропро-

водность, прочность при повышенных температурах, низкий коэффициент

термического расширения и высокая теплопроводность.

С каждым годом возрастают требования к электротехническим мате-

риалам, в частности, особенностью работы разрывных контактов является

то, что в момент замыкания-размыкания контакт подвергается воздей-

ствию высоких температур. В связи с этим одним из главных требований к

таким материалам является стабильность свойств при повышенных темпе-

ратурах. Также немаловажным для материалов электротехнического

назначения является наличие мелкозернистой структуры, т.к. известно, что

повышение температуры сопровождается ростом зерна.

Бориды переходных металлов отличаются высокой химической

стойкостью в агрессивных средах, а также металлоподобностью, выража-

ющейся в их высокой тепло- и электропроводности, что позволяет приме-

нять их в качестве упрочняющей фазы в медной матрице.

Цель работы – получение литых композиционных материалов систе-

мы Cu-СrB2 и исследование влияния технологических факторов на их

структуру и физико-механические свойства.

Композиционные сплавы системы Cu-CrB2 получали в печи сопро-

тивления с графитовым тиглем. В качестве исходного материала брали

медь марки М3 и после раскисления ее наноразмерным углеродом при

1250°С в медной фольге вводили смесь порошкообразного хрома (фракции

до 1 мм). Расплав выдерживали в течение 5 минут и затем в медной фольге

в него добавляли смесь порошков меди и бора для синтеза в системе бори-

да хрома. Расплав выдерживали в течение еще 10 минут и разливали в ме-

таллический кокиль. Из полученных цилиндрических слитков готовили

43

образцы для механических испытаний и металлографических исследова-

ний.

На рис. 1 представлена зависимость содержания CrB2 в литой меди

на предел прочности (σв) при комнатной и повышенной температурах.

Рис. 1. Влияние содержания борида хрома

в литой меди марки М3 на предел прочно-

сти (σв) при 20 °C (a) и 350 °C (b)

Рис. 2. Влияние содержания упрочняющей

фазы на удельное электрическое сопротив-

ление меди при 20 °С (а) и при 350 °С (b)

Из приведенных данных следует, что с увеличением содержания бо-

рида хрома, синтезированного в медном расплаве, прочность повышается в

1,5-2 раза по сравнению с чистой медью при комнатной и повышенной

температурах, что делает возможным использование данного материала

для деталей, работающих при повышенных температурах эксплуатации.

На рис. 2 представлена зависимость удельного электрического со-

противления (УЭС) меди от содержания борида хрома. Видно, что удель-

ное электросопротивление чистой меди при 20°С составляет 1.7∙10-8 Ом·м.

При увеличении содержания боридной фазы до 0,5-0,7% оно повышается

примерно на 35%, что является допустимым для электротехнической меди.

Отметим также повышение при этих концентрациях прочности материала

на 20% и на 20-30% твердости в сравнении с чистой медью. С повышением

температуры до 350 °С электропроводность композита и чистой меди сни-

жается в 2,2 раза, однако при этом прочность композиционного материла

остается значительно выше прочности меди.

Результаты исследования микроструктуры показали увеличение раз-

мера зерна с повышением содержания боридной фазы, что связано с выде-

лением из раствора Cr и B в виде частиц CrB2 по экзотермической реакции.

44

Недостатками структуры композита являются также столбчатое строение

медной матрицы и анизотропия свойств композиционного материала.

Известно, что в процессе затвердевания окисленной меди в её струк-

туре, наряду с α-твердым раствором, появляется оксидная фаза (Cu2O), вы-

деляющаяся как в чистом виде, так и в виде эвтектики Cu + Cu2O.Наличие

в расплаве эвтектики приводит к формированию конгломератов армирую-

щих фаз. Улучшению структуры способствовала высокотемпературная об-

работка расплава и его последующее быстрое охлаждение. Для уменьше-

ния зоны столбчатых кристаллов исследовали модифицирование расплава

РЗМ.

Влияние модификатора на возможность получения мелкозернистой

структуры исследовали на литых образцах из меди марки М1. Одновре-

менно оценивали роль перегрева расплава и скорость его охлаждения.

Установлено, что высокий перегрев расплава меди до 1320 ºС с последую-

щей заливкой его в стальной кокиль способствует переходу от столбчатой

структуры к округлой зеренной структуре (рис. 3а), а при увеличении ско-

рости охлаждения за счет заливки расплава в водоохлаждаемый стальной

кокиль наблюдается измельчение кристаллической структуры (рис. 3б).

а) ×200 (без модификатора) б) ×200 (0,1 % модификатора,

водоохлаждаемый кокиль)

Рис. 3. Микроструктураобразцов меди марки М1 в зависимости от количества

введенного модификатора и скорости охлаждения

При анализе микроструктуры образцов меди подтверждено положи-

тельное влияние предварительной подготовки расплава к модифицирова-

нию. Выявлено, что при введении в расплав меди миш-металла в количе-

стве 0,1 мас. % и последующей заливки и затвердевании металла в водо-

охлаждаемый кокиль существенно измельчается кристаллическая структу-

ра (рис. 3б).

45

Выводы.

1. С повышением температуры испытаний образцов из чистой меди до

350 ͦС из-за наличия легкоплавкой эвтектики, расположенной по гра-

ницам зерен, резко снижается прочность материала, при этом проч-

ность дисперсно-упрочненного композита тоже снижается, однако ее

значения более чем в два раза выше по сравнению с чистой медью.

2. С увеличением содержания диборида хрома снижается удельная

электропроводимость меди. При повышении температуры до 350 ºС

электросопротивление чистой меди повысилось на 40%, а для

упрочненной частицами CrB2 на 42%, при этом значения прочности

КМ выше в сравнении с чистой медью.

3. Установлено, что высокий перегрев расплава меди до 1320 ºС спо-

собствует переходу от столбчатой структуры к округлой зеренной

структуре.

4. Выявлено, что при введении в расплав меди миш-металла в количе-

стве 0,1 мас. % и последующей заливки и затвердевании металла в

водоохлаждаемый кокиль существенно измельчается кристалличе-

ская структура.

46

РАЗРАБОТКА НОВЫХ СОСТАВОВ

СТЕКЛОНАПОЛНЕННЫХ КОМПОЗИТОВ НА ОСНОВЕ

ПОЛИВИНИЛХЛОРИД-ПОЛИСТИРОЛЬНОЙ МАТРИЦЫ

Христофоров А.И., Ворончагин М.А., Христофорова И.А.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Машиностроительная индустрия – одна из крупнейших потребите-

лей полимерных материалов – в ней все чаще используются полимерные

композиты, не уступающие по своим свойствам металлам.

В то же время необходимо отметить, что изделия из монополимер-

ных материалов, в большей степени не обладают комплексом физико-

механических свойств, предъявляемым к изделиям в машиностроении, по-

этому их применение наиболее рационально в виде композитов [1]. Поли-

мербетоны представляют собой новые эффективные химически стойкие

материалы, у которых степень наполнения зернистыми минеральными

наполнителями и заполнителями доходит до 80- 90 % массы. Эти новые

материалы, созданные российскими учеными, стоят вне конкуренции с

другими наполненными полимерными композициями по расходу поли-

мерной матрицы, который составляет всего 10- 15% общей массы поли-

меркомпозита. При сравнительно небольшом расходе полимерной матри-

цы на единицу массы полимеркомпозиты обладают плотностью, значи-

тельно меньшей чем у металлов, высокой удельной прочностью, химиче-

ской стойкостью и многими другими положительными свойствами [2]. Их

целесообразно применять в тех случаях, когда требуются особо высокая

химическая стойкость, маслобензостойкость, повышенная прочность на

удар, износостойкость, морозостойкость.

Хотя идея получения композитов на полимерной матрице не нова

(первый патент на полимербетон получен в 1906 г. Бакеландом), приме-

нять их в машиностроении начали сравнительно недавно. Постоянное

расширение областей применения полимеркомпозитов объясняется как

увеличением производства полимеров, так и накоплением сведений о их

свойствах. Ценным качеством разработанного высоконаполненного ком-

47

позита является низкая стоимость, высокая прочность, водостойкость, мас-

ло- и бензостойкость по сравнению с прочими высоконаполненными ком-

позитами.

Основными компонентами композиции являются: связующее 30

масс. %, неорганического наполнителя, в качестве которого был выбран

стеклобой зеркального листового стекла 55% – 60 масс. %. Для получения

полимербетона из экономических соображений используют крупнотон-

нажные термопласты. Одними из наиболее распространенных полимеров

является поливинилхлорид (ПВХ) и полистирол (ПС) занимающие около

21% объема мирового рынка [3]. Целью работы является разработка соста-

вов и технологических режимов переработки стеклонаполненного ПВХ-

ПС композита. Научная новизна прилагаемых решений характеризуется

тем, что в качестве заполнителя были выбраны отходы зеркального листо-

вого стекла, которое в стекольной промышленности и в производстве це-

менто-заполненных бетонах как заполнитель не используется. В данной

работе в качестве связующих использовались поливинилхлорид марки

ПВХ Е623 и полистирол марки ПСЭ-1, а наполнителя - стеклобой листово-

го зеркального стекла. В качестве пластификатора выбран бутилбензил-

фталат (ББФ) – несимметричный сложный эфир ортофталевой кислоты,

особенностью которого является придание композиции масло- и бензо-

стойкости. Этот пластификатор нетоксичен и хорошо совместим с поливи-

нилхлоридом и полистиролом [4,5]. При получении данного полимербето-

на ингредиенты просушивались и перемешивались в смесителе до одно-

родной консистенции, и после чего смесь помещали в цилиндрическую

пресс форму и прессовали при температуре 165оС. Полученный полимер-

бетон проходил испытание на сжатие и водопоглощение [6]. На рис. 1

представлена зависимость плотности композита от концентрации поли-

стирола и поливинилхлорида. При возрастании концентрации полистиро-

ла плотность композиции уменьшается, а при увеличении содержания в

композиции поливинилхлорда и стеклобоя плотность возрастает. Это

обусловлено тем, плотность полистирола меньше плотности полвинил-

хлорида.

48

Рис. 1. Влияние концентрации ПС на плотность композиции при фиксированом

значении СЛС = 15 масс.ч , ББФ = 4 масс.ч., при значениях ПВХ: 1- 6 масс.ч;

2- 8 масс ч., 3- 10 масс.ч

Рис. 2. Влияния ПС на водопоглощение композиции при фиксированом значении

СЛС = 15 масс.ч. ББФ = 4 масс.ч., при значениях ПВХ: 1- 6 масс.ч; 2- 8 масс ч.,

3- 10 масс.ч

49

Рис. 3. Влияние концентрации СЛС на плотность композиции при фиксированом зна-

чении ПС = 2 масс.ч, ББФ = 4 масс.ч., при значениях ПВХ: 1- 6 масс.ч; 2- 8 масс ч., 3-

10 масс.ч

Рис. 4. Влияние концентрации ПС на водопоглощение композиции при фиксированом

значении СЛС = 25 масс.ч , ББФ = 4 масс.ч., при значениях ПВХ: 1- 6 масс.ч; 2- 8 масс

ч., 3- 10 масс.ч

50

Как видно из представленных данных (рис. 2, 3) водопоглощение

композиции уменьшается (до 0,2%) при содержании в композиции ПС 2,5

масс.ч. и увеличении ПВХ с 6 масс.ч. до 10 масс.ч. При введении ПС более

или меньше значения 2,5 масс.ч. водопоглощение увеличивается. При вве-

дении в композицию большего количества стеклобоя до 25 масс.ч. при

неизменных значениях ПС (2,5 масс. ч.) и ПВХ (10 масс.ч.) водопоглоще-

ние незначительно возрастает (0,4% на рис. 4).

Литература

1. Иващенко Ю.Г., Пшенин В.И. Композиционные строительные мате-

риалы в реконструкции промышленных предприятий // Композиц.

строит. матер. (структура, свойства, технол.). Саратов: Сарат. гос.

техн. ун-т, 1993. − С. 77 − 80.

2. Николаев А.Ф. Синтетические полимеры и пластические массы на их

основе. − 2-е изд., исправл. и доп. − М. − Л.: Химия, 1966. − 768 с.

3. Рынки крупнотоннажных полимеров PDF. – Режим доступа:

https://docplayer.ru/46187927-Rynki-krupnotonnazhnyh-polimerov.html

4. Христофорова И.А. Полимербетоны на основе термопластов [Текст]

/ И.А. Христофорова // Строительные материалы. − 2005 г. − № 4. −

С. 56 − 57.

5. Энциклопедия Полимеров Т.2/Под ред. В. А. Кабанов. – М.: Сов.

Энц., 1974. – С. 1032.

6. Горячева В.А., Христофорова И.А., Христофоров А.И. Полимербе-

тоны на основе модифицированного поливинилхлорида.

51

ОБРАЗОВАНИЕ АНИЗОТРОПНОЙ КОМПОЗИЦИОННОЙ

МИКРОСТРУКТУРЫ ВЫСОКОКОЭРЦИТИВНОГО СОСТОЯНИЯ

В ЛИТЫХ МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ОТЛИВКАХ ИЗ СПЛАВОВ

НА ОСНОВЕ Fe-Co-Ni-Al-Cu-Ti И Fe-Co-Cr-Mo

Сидоров Е.В.

ООО «Ферромаг», г. Владимир

Потребность в применении монокристаллических заготовок из спла-

вов в последнее время не уменьшается, а даже увеличивается. К числу ос-

новных изделий относятся монокристаллические турбинные лопатки из

сплавов на основе Fe-Ni и литые постоянные магниты на основе Fe-Co-Ni-

Al-Cu-Ti (ЮНДКТ) и Fe-Co-Cr-Mo. Литые постоянные магниты из этих

сплавов являются наиболее стабильными к воздействию внешних факто-

ров (температуре, вибрации, излучению и т.д.), поэтому данные магниты

нашли наибольшее применение в особо точных приборах навигации. При

использовании кристаллографической анизотропии магнитные параметры

увеличиваются в 1,5-2 раза. Постоянные магниты с монокристаллической

структурой обладают коэффициентами температурной и временной неста-

бильности в 10 раз меньшими, чем аналогичные постоянные магниты с

равноосной или столбчатой структурами.

Создание высококоэрцитивного состояния в литых монокристалли-

ческих образцах из вышеуказанных сплавов происходит за счет образова-

ния анизотропной композиционной микроструктуры, состоящей из силь-

номагнитной α/- фазы, изолированной парамагнитной α//- фазой. Эти фазы

различаются как параметрами кристаллической решетки, так и составами.

Достижение максимальных магнитных характеристик в монокристалличе-

ских образцах предопределяется как условиями направленного управляе-

мого затвердевания отливок, так и изотермической термомагнитной обра-

ботки (ИТМО).

В работе показана необходимость получения дендритной монокри-

сталлической структуры в литой заготовке за счет создания переходной

двухфазной зоны при направленном управляемом затвердевании с образо-

ванием минимального параметра дендритной ячейки. Термическая обра-

ботка (ТО) монокристаллов включала: закалку на α-твердый раствор; го-

могенизирующую обработку (ГО) при температурах на 10-15 градусов

выше границы области распада; термомагнитную обработку в магнитном

52

поле напряженностью 400-600 кА/м, приложенном в направлении ˂100˃

монокристалла; ступенчатый отпуск (СО). Длительность ступеней ТО под-

бирали экспериментально. Создание необходимой композиционной мик-

роструктуры α/- и α//- фаз реализуется за счет диффузионных процессов в

твердой фазе. В связи с этим режимы ИТМО для сплавов на основе Fe-Co-

Ni-Al-Cu-Ti и Fe-Co-Cr-Mo отличаются. Разработанные режимы ИТМО

позволяют получать магнитные параметры на монокристаллических об-

разцах из сплава Fe-35 % Co-14 % Ni-7,5 % Al-3,5 % Cu-5 % Ti на уровне:

Br≥1,05 Тл; HcB≥120 кА/м; (BH)max≥88 кДж /м3. Для сплава Fe-18,5 %

Co-22 % Cr-4 % Mo- 1 % Ti эти параметры составляли: Br≥1,5 Тл;

HcB≥72 кА/м; (BH)max≥78 кДж /м3.

Электронно-микроскопическое исследование показало, что компози-

ционная микроструктура сплава образована из однодоменных частиц фер-

ромагнитной α/- фазы примерно одинакового размера и одной ориентации,

вытянутых по направлению приложенного магнитного поля и тонких про-

слоек парамагнитной α//- фазы, которые изолируют ферромагнитную фазу.

В работе исследованы различные комбинации составов сплавов и ле-

гирующих добавок, способствующих росту монокристаллов при направ-

ленном управляемом затвердевании и обеспечивающих наивысший уро-

вень магнитных свойств.

53

ИЗГОТОВЛЕНИЕ ФУНКЦИОНАЛЬНО-ГРАДИЕНТНОГО

МАТЕРИАЛА НА ОСНОВЕ СПЛАВА АЛЮМИНИЯ МЕТОДОМ

ГАЗОВОЙ ЭКСТРУЗИИ

1Аборкин А.В., 2Бербенцев В.Д., 1Бокарев Д.В., 1Панкратов С.А.

1Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир 2Институт физики высоких давлений им. Л.Ф. Верещагина РАН,

г. Троицк, г. Москва

Одним из вариантов получения конструкционных материалов с за-

данным комплексом свойств является создание функционально-

градиентных материалов, характеризующихся изменением по объёму со-

става, структуры или свойств. Для создания функционально-градиентных

материалов используют различные технологические методы обработки ма-

териалов, как в жидкофазном, так и твердофазном состояниях. Так, напри-

мер, в работе [1] предложен новый метод получения градиентного матери-

ала на основе алюминиево-кремниевого сплава. Образец в форме «чашки»

был изготовлен методом обратной экструзии в полутвердом состоянии

(температура 580–590°С) из литейного сплава А390. Изучены его структу-

ра, физико-механические и трибологические свойства. Показано градиент-

ное распределение Si по высоте образца с максимальной объемной долей

25% в нижней части. При этом твердость по высоте образца изменялась от

138,7 HB до 82 HB.

Авторами работы [2] методом горячей экструзии получены образцы

функционально-градиентного материала Al 6063 / Al-3 об.% углеродные

нанотрубки (УНТ) / Al3003 в виде многослойной трубы. Каждый слой

придавал образцу особые свойства. Внутренний слой из сплава Al 3003

обеспечивал пластичность. Средний слой из Al-3 об.% УНТ привносил хо-

рошие механические и термические свойства, а также обеспечивал боль-

шую площадь контакта между внутренним и наружным слоями. Наружный

слой из сплава Al 6063 демонстрировал высокие прочность и твердость.

Изучение механических свойств функционально-градиентного материала

показало, что он обладает высокой прочностью 142 МПа, а также имеет

высокое относительное удлинение 22%.

В исследовании [3] методом порошковой металлургии получен и

охарактеризован функционально-градиентный материал Al 6063 / Al 3003

54

в виде прутка. Пруток имеет мягкий сердечник из сплава Al 3003, обеспе-

чивающего хорошую пластичность и оболочку из сплава Al 6063 для при-

дания прочности. Приведены данные о влиянии термообработки на меха-

нические свойства материала.

Одним из перспективных методов, который может быть успешно ис-

пользован для получения порошковых функционально-градиентных мате-

риалов, является газовая экструзия. Данный метод был разработан в ИФВД

РАН [4] и показал свою эффективность при деформационно-термической

обработке, как компактных материалов (например, конструкционных и ин-

струментальных сталей [5,6], титановых сплавов [6,7]), так и некомпакт-

ных материалов [8-10], в том числе композиционных [11].

Таким образом, цель настоящей работы состоит в изготовлении

функционально-градиентного пруткового материала на основе алюминие-

вого сплава АМг2 методом газовой экструзии.

Изготовление функционально-градиентного материала осуществляли

поэтапно. На первом этапе методом механической обработки в планетар-

ной мельнице был синтезирован нанокомпозиционный порошок. Исходная

шихта представляла собой гранулы глобулярной формы диаметром 1–2 мм

из алюминиевого сплава АМг2 с добавлением 1 вес. % порошка графита

(чистотой 99.0%) фирмы Acros Organics с размером частиц менее 20 мкм.

Механическая обработка исходной шихты была проведена в шаровой пла-

нетарной мельнице FRITSCH PULVERISETTE 6 с применением поверх-

ностно активных веществ (стеариновая кислота 1 вес. %). Для размола ис-

пользовали стальные шары диаметром 8 мм при соотношении массы за-

гружаемых компонентов к массе мелящих тел 1:15. Обработку проводили

при частоте вращения 600 об/мин в течении 6 часов. Средний размер ча-

стиц механически синтезированного порошка составил d50=59 мкм. Более

подробно порошок охарактеризован в работе [12].

На втором этапе полученный порошок капсулировали. Капсула име-

ла цилиндрическую форму и была изготовлена из сплава АМг2. Наружный

диаметр капсулы 11 мм, диаметр внутренней полости, заполняемой меха-

нически синтезированным порошком, составил 4 мм.

На третьем этапе полученные капсулы подвергали газовой экстру-

зии. Принципиальная схема процесса представлена на рис. 1.

55

Рис. 1. Схема установки для газовой экструзии: 1 – камера высокого давления;

2 – оболочка-капсула; 3 – сердечник; 4 – заглушка; 5 – матрица; 6 – термопара;

7 – нагреватель; 8 – фарфоровая трубка

Экструзию проводили при газостатическом давлении 380 МПа и

температуре 340оС с коэффициентом вытяжки 3,35. Получаемые изделия

представляли собой прутки диаметром 6 мм.

Далее была изучена структура полученных образцов функционально-

градиентного материала. На рис. 2 представлены результаты оптической

микроскопии поперечного и продольного шлифов. Причем на продольном

шлифе представлен участок прутка, соответствующий очагу деформации

при газовой экструзии.

Рис. 2. Микроструктура поперечного и продольного шлифов образца:

А – твердый сердечник, Б – мягкая оболочка-капсула

56

Анализ полученных микрофотографий показывает, что частицы по-

рошка после прохождения очага деформации плотно упакованы и вытяну-

ты в направлении экструзии. При этом микроструктура сердечника равно-

мерная, без видимых дефектов и разрывов сплошности. Иногда встречает-

ся проникновение более твердого материала стержня в мягкую оболочку,

но присутствуют и ровные границы раздела. Диаметр сердечника по длине

полученных прутков постоянен и составил ~1,8 мм.

Методом Виккерса была измерена твердость различных зон функци-

онально-градиентного материала. Измерения проводили при нагрузке на

индентор 10 Н и выдержке 12 с. Сравнительный анализ полученных дан-

ных показывает, что сердечник образца имеет высокую твердость 177 HV,

значительно превосходящую твердость матричного сплава как с микро-

кристаллической, так и с субмикрокристаллической структурой [13]. Твер-

дость оболочки из АМг2 оказалась в ~2,7 раза ниже и составила 65 HV.

Таким образом, методом газовой экструзии получены функциональ-

но-градиентный прутковый материал, имеющий твердый сердечник из

сплава АМг2, упрочненного графитом, и пластичный наружный слой (обо-

лочка) из сплава АМг2.

Литература

1. Zhang K., Yu H., Liu J.-Y., Li Y.-X., Liu J., Zhang J.-L. Microstructure

and property of a functionally graded aluminum silicon alloy fabricated

by semi-solid backward extrusion process. Materials Science & Engineer-

ing A, 2015, Vol. 624, pp. 229–238.

2. Kim D., Park K., Kim K., Miyazaki T., Joo S., Hong S., Kwon H. Carbon

nanotubes-reinforced aluminum alloy functionally graded materials fabri-

cated by powder extrusion process. Materials Science & Engineering A,

2019, Vol. 745, pp. 379–389.

3. Kim D., Park K., Chang M., Joo S., Hong S., Cho S., Kwon H. Fabrica-

tion of Functionally Graded Materials Using Aluminum Alloys via Hot

Extrusion. Metals, 2019, 9(2), pp. 210–223.

4. Коняев Ю.С., Бербенцев В.Д. Высокотемпературная газовая экстру-

зия с локальным нагревом. Кузнечно-штамповое производство, 1980,

№10, С. 13–16.

57

5. Ваганов В.Е., Аборкин А.В., Бербенцев В.Д., Бугаков В.И., Жиляев

С.В., Кугультинов С.Д. Высокотемпературная газовая экструзия как

перспективный способ получения заготовок из инструментальных

сталей. Металлург, 2015, №12, С. 58–62.

6. Ваганов В.Е., Аборкин А.В., Алымов М.И., Бербенцев В.Д. Совре-

менное состояние и перспективы развития высокотемпературной га-

зовой экструзии для получения прутков тонкого сечения трудноде-

формируемых сплавов, в том числе в наноструктурированном состо-

янии. Металлы, 2015, №5, С. 67–74.

7. Ночовная Н.А., Ваганов В.Е., Панин П.В., Ширяев А.А., Бербенцев

В.Д., Аборкин А.В. Исследование структуры титановой проволоки

полученной методом высокотемпературной газовой экструзии. Ти-

тан, 2015, №4, С. 22–28.

8. Лякишев Н.П., Алымов М.И. Наноматериалы конструкционного

назначения. Российские нанотехнологии, 2006, №1-2, С. 71–80.

9. Бербенцев В.Д., Алымов М.И., Бедов С.С. Консолидация нанопо-

рошков методом газовой экструзии. Российские нанотехнологии,

2007, №7-8, С. 116–120.

10. Алымов М.И., Епишин А.И., Нольце Г., Линк Т., Бедов С.С., Анку-

динов А.Б. Электронно-микроскопическое исследование структуры

компакта, экструдированного из нанопорошка никеля. Российские

нанотехнологии, 2007, №3-4, С. 124–129.

11. Бербенцев В.Д., Бугаков В.И., Ваганов В.Е., Алымов М.И., Аборкин

А.В. Особенности пластического деформирования методом высоко-

температурной газовой экструзии композиционной системы «пла-

стичная матрица - твердое включение». Металлы, 2016, №6, С. 90–

94.

12. Аборкин А.В., Алымов М.И., Киреев А.В., Елкин А.И., Собольков

А.В. Механически синтезированный композиционный порошок на

основе сплава АМг2 с добавками графита: гранулометрический и

структурно-фазовый состав. Российские нанотехнологии, 2017, №7-

8, С. 66–70.

13. Аборкин А.В., Бабин Д.М., Захаров А.А. Влияние числа проходов

при равноканальном угловом прессовании на эксплуатационные

свойства алюминиевого сплава. Материаловедение, 2013, №11. С.

33–38.

58

ПОЛУЧЕНИЕ КОМПОЗИЦИОННОГО МАТЕРИАЛА

С АЛЮМИНИЕВОЙ МАТРИЦЕЙ И КАРБИДОМ КРЕМНИЯ

Серебряков С.П., Шатульский А.А.

Рыбинский государственный авиационный технический университет име-

ни П.А. Соловьева, г. Рыбинск

В последние годы одним из направлений, обеспечивающих повыше-

ние прочности алюминиевых сплавов, является разработка композицион-

ных материалов (КМ), состоящих из высокопластичной металлической

матрицы, упрочненной тугоплавкими дисперсными частицами. Одним из

примеров подобных гетерофазных систем является КМ, состоящий из

алюминиевой матрицы, упрочненной карбидокремниевыми включениями.

Такое сочетание фаз обеспечивает значительное повышение нагрузочной

способности узлов трения и расширение температурного интервала работы

деталей.

Композиционные материалы, состоящие из алюминиевой матрицы,

упрочненной карбидными включениями обычно изготавливаются введени-

ем порошковых частиц в матричный расплав при энергичном перемешива-

нии. Существуют различные модификации этого метода: механическое за-

мешивание в расплав нерастворимых в нем частиц вдуванием с помощью

пылегазовой струи, «вбиванием» с помощью центробежных сил, плазмен-

ной инжекцией с помощью плазмотрона.

Однако необходимо заметить, что замешивание – это очень грубый

метод получения литых КМ. При вводе порошков без подготовки при за-

мешивании получается брак из-за отсутствия плотного контакта фаз, проч-

ность таких ЛКМ снижается по сравнению с исходной матрицей, армиру-

ющие частицы легко выкрашиваются из матрицы. Причем сложилось мне-

ние, что снижение прочности ЛКМ при вводе армирующих частиц неиз-

бежно, и является признаком недостатков технологии. Поэтому ведутся

активные поиски и разработка технологий получения литых композицион-

ных материалов, обеспечивающих требуемую плотность и прочность

межфазных связей.

Одним из таких направлений является синтез эндогенных армирую-

щих материалов в жидкой матрице (САМ-процесс) – новая технология, га-

рантирующая непрерывный и плотный контакт фаз и достаточную проч-

ность связей между ними в литом композиционном материале. Ее сущ-

ность заключается в том, что дисперсные частицы армирующей фазы не

59

вводят в расплав извне, а синтезируют в нем за счет контролируемых хи-

мических реакций между предварительно введенными компонентами.

Исходными материалами для САМ-процесса являются С, Si, метал-

лы (Ti, Zr, Mo, V, W и др., образующие с углеродом, азотом или кислоро-

дом тугоплавкие соединения), которые вводятся в расплав замешиванием

порошков различной дисперсности > 20 мкм в диаметре. Обычно, чем

крупнее частицы, тем легче они замешиваются в расплав. Азот и кислород

вводят в виде нитридов Al и оксидов Cu, Ni и т. п. Полученная твердожид-

кая трехкомпонентная смесь называется премиксом и является полуфабри-

катом для САМ-процесса. Премиксы получают при нагреве сплавов Al до

700…800 °C, при которых указанные элементы не реагируют друг с дру-

гом. Запуск САМ-процесса проводится непосредственно в литейной фор-

ме, применением локального разогрева дугой от сварочного электрода или

от сгорания алюмотермической смеси.

Недостатком данного метода является высокая трудоемкость процес-

са изготовления, так как для образования тугоплавких частиц приходится

разогревать каждую форму.

В последнее время проводились исследования, посвященные получе-

нию КМ с помощью обработки расплавов газами. Так, был предложен спо-

соб получения алюминиево-магниевого сплава, упрочненного карбидом ти-

тана, включающий подачу смеси тетрахлорида титана TiCl4 и тетрахлорэти-

лена С2Cl4 на поверхность алюминиево-магниевого расплава для ее восста-

новления при непрерывном перемешивании. Результатом внедрения этого

метода явилось получение алюминиево-магниевых сплавов с высокими

технологическими свойствами, а также снижение стоимости сплавов за счет

исключения использования дорогостоящих порошков тугоплавких соедине-

ний и исключения нетехнологичных переделов по их подготовке.

Этот способ, как и другие, содержит ряд существенных недостатков,

так, например, использование хлорсодержащих газов требует применения

вытяжной вентиляции и повышенного внимания к организации производ-

ственной безопасности, однако в качестве источника углерода или других

веществ можно использовать более безопасные и дешевые газы.

Необходимо учитывать, что при вводе газов в металл или на его по-

верхность наблюдается интенсивное взаимодействие между элементами,

находящимися в расплаве и газообразной фазе, что, как правило, сопро-

вождается образованием различных соединений. Это происходит за счет

перемешивания металла и обновления поверхности взаимодействия, при

этом во время обработки проявляется рафинирующий и модифицирующий

60

эффект, что позволяет исключить последующую обработку расплава. Од-

нако, при использовании этого метода следует учитывать, что объемная

концентрация вещества в газе в тысячи раз меньше, чем в твердом состоя-

нии, поэтому время обработки расплава увеличивается в несколько раз.

Учитывая многообразие способов изготовления КМ с алюминиевой

матрицей, упрочненной дисперсными включениями, и расширение спроса

на эти материалы, можно сделать вывод, что эта проблема является акту-

альной, а наиболее перспективными являются методы, в которых упроч-

няющая фаза синтезируется за счет химической реакции внутри расплава,

особенно при обработке расплава газом. Эффективность такого способа

выражается в дешевизне процесса, устойчивых результатах по скорости

синтезирования твердой фазы и равномерности распределения твердой фа-

зы в расплаве, экологической чистоте и безопасности технологии.

Авторами разработан способ получения композита с алюминиевой

матрицей и упрочняющей фазой – карбидом кремния, синтезируемой в

алюминиево-кремниевом расплаве путем его продувки углекислым газом.

Способ запатентован [1], результатами процесса являются равномерное

распределение включений синтезируемой фазы – карбида кремния, имею-

щей размер в несколько микрон, упрочнение как металлической матрицы,

так и КМ в целом. Однако для практического использования способа тре-

буется провести развернутые исследования с целью определения гранич-

ных условий процесса и свойств получаемых композиций: металлургиче-

ских, механических, физических, трибологических и эксплуатационных.

На рис. 1 показаны структуры исходного алюминиевого сплава с 18 % Si и

того же сплава, обработанного углекислым газом.

Рис 1. Микроструктура заэвтектического Al-Si сплава:

а) – без обработки; б) – обработка 8 минут.

Литература

1. Серебряков С.П., Ларионов А.Я., Изотов В.А., Зимина М.Н. Способ

получения композиционного материала алюминий-карбид кремния

(Al-SiC). Патент РФ № 2348719 С22С 1/10 от 20.11.2006.

61

НОВЫЕ ПОДХОДЫ К НЕРАЗРУШАЮЩЕМУ КОНТРОЛЮ

КАЧЕСТВА ОТЛИВОК ИЗ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

Fedorov N.1, Прусов Е.С. 2 1Volume Graphics GmbH, г. Хейдельберг, Германия

2Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Разработка и промышленное освоение новых высокотехнологичных

материалов конструкционного и функционального назначения требуют

фундаментального понимания процессов формирования их структуры и ее

влияния на свойства и характеристики получаемых изделий. Появление в

последние годы принципиально новых классов гетерофазных материалов,

таких как литые металломатричные композиты, требует изменения подхо-

дов к исследованию их структуры в сравнении с традиционными материа-

лами. Важнейшей информацией при создании таких материалов и произ-

водстве изделий из них являются данные о пространственной структуре

материала, характере изменения структуры в экстремальных условиях и

т.д.

Ключевой особенностью композиционных материалов является про-

ектирование свойств материала на стадии его создания. В то же время, в

связи с неоднородной гетерогенной природой таких материалов возникают

определенные проблемы при их получении и обработке, приводящие к де-

фектам, специфичным именно для этих материалов, многие из которых

могут быть скрытыми. Эти дефекты могут включать расслоение, пори-

стость, различные неоднородности, смещение волокон, неправильная

укладка или объемная доля волокон, кластеризация армирующих частиц,

трещины и повреждения в материале матрицы и др. В этой связи исследо-

вание структуры и в особенности дефектоскопия таких материалов пред-

ставляет значительные трудности.

Поэтому разработка новых композиционных материалов и техноло-

гических процессов их получения неразрывно связаны с необходимостью

совершенствования методов количественного неразрушающего контроля.

Применение традиционных качественных методик (ультразвук, рентгенов-

ская радиография, визуальный контроль) недостаточно для полноценной

характеристики структурно-морфологических особенностей и внутренних

дефектов композитов. Методы оптической и электронной микроскопии

62

ограничены возможностью изучения только двумерных изображений, за

исключением визуализации трехмерного рельефа поверхности образца или

просвечивания тонких фольг. Целый ряд параметров, в том числе про-

странственная морфология, распределение, взаимосвязанность структур-

ных составляющих и многие другие, не могут быть определены с помо-

щью этих методов. В то же время, достоверная оценка уровня применяе-

мой технологии, прогнозирование механических и эксплуатационных

свойств разрабатываемых материалов, математическое моделирование по-

ведения материалов в различных условиях невозможны без качественных

и количественных данных об объемной структуре материала. Приведенные

ограничения способствовали появлению и развитию новых методов и ин-

струментов, позволяющих получать трехмерные изображения внутренней

структуры материалов и изделий.

Под компьютерной томографией понимается метод восстановления

внутренней структуры объекта по цифровым снимкам объекта, сделанным

с разных точек с помощью математических методов и алгоритмов. Компь-

ютерная томография имеет значительный потенциал для получения трех-

мерной количественной информации, необходимой при создании новых

функциональных материалов и технологий их производства [1]. Методы

томографии позволяют с прецизионной точностью определить размер и

расположение пустот, инородных включений, области с пониженной плот-

ностью, трещины и другие несплошности. Получаемая информация полез-

на при категоризации и оценке дефектов в изделиях из различных функци-

ональных материалов.

Степень повышения уровня свойств в композиционных материалах

зависит от морфологических структурных факторов, таких как объемная

доля, размер, форма и пространственное распределение армирующей фазы.

Структурные аспекты в композитах (размер, форма и пространственное

распределение частиц) также играют определяющую роль в их деформа-

ционном поведении. Компьютерная томография позволяет наметить эф-

фективные направления оптимизации структуры металломатричных ком-

позитов на основе управления технологическими параметрами их получе-

ния, за счет обеспечения минимальной пористости, заданного простран-

ственного распределения и объемной доли армирующей фазы.

Отметим, что расширение использования томографических методов

в материаловедении приводит к появлению новых направлений в этой об-

ласти науки. Если квазистатические 3D-структуры описываются простран-

63

ственными координатами (x, y, z), то введение четвертого измерения (вре-

мени) в процесс томографического наблюдения позволяет получить пред-

ставление о пространственно-временной эволюции структуры материала.

В работах Нобелевского лауреата А. Зевейла такой подход к четырехмер-

ной визуализации в координатах (x, y, z, t) использован при исследовании

материалов методом сверхбыстрой электронной томографии с атомно-

масштабным разрешением [2]. При трехмерном анализе развития различ-

ных процессов в материалах на микроуровне в режиме реального времени

имеются примеры эффективного применения рентгеновской компьютер-

ной томографии. В частности, значительные успехи в этом направлении

достигнуты при изучении процессов плавления и кристаллизации, дефор-

мации и разрушения, различных структурных изменений в композицион-

ных материалах под воздействием внешних факторов.

Литература

1. L. Salvo, M. Suéry, A. Marmottant, N. Limodin, D. Bernard. 3D imaging

in material science: Application of X-ray tomography // Comptes Rendus

Physique. 2010. Vol. 11, Iss. 9–10, p. 641-649.

2. A.H. Zewail. 4D Visualization of Matter: Recent Collected Works. Lon-

don, 2014.

64

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПРОЦЕССОВ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ

ПРИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ ЛИТЫХ МЕТАЛЛОМАТРИЧНЫХ

КОМПОЗИТОВ

Прусов Е.С. 1, Деев В.Б. 2, Dhindaw B.K. 3 1Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир 2Национальный исследовательский технологический университет

«МИСиС», г. Москва 3Indian Institute of Technology Bhubaneswar, г. Бхубанешвар, Индия

На формирование структуры литых заготовок из металломатричных

композитов в процессах затвердевания влияют такие факторы, как осажде-

ние или флотация частиц, оттеснение или поглощение частиц движущимся

фронтом кристаллизации, химические реакции между частицами и матри-

цей.

Гравитационная сегрегация частиц с плотностью, отличающейся от

плотности расплава, во время выдержки перед разливкой или при медлен-

ном затвердевании может приводить к образованию локальных зон с по-

вышенной концентрацией частиц. Поэтому для сохранения равномерного

распределения частиц необходимо выявлять и контролировать факторы,

связанные с этой проблемой, в числе которых температура расплава, вид,

количество, дисперсность и физико-химическая природа армирующей фа-

зы. Если исходное распределение частиц в расплаве равномерное, теорети-

ческое значение скорости осаждения частиц может быть определено по за-

кону Стокса в предположении, что форма частиц сферическая и взаимо-

действие между ними отсутствует:

(1)

где Rp – радиус частицы, p – плотность частицы, m – плотность матрицы,

- вязкость расплава. Показано, что седиментация частиц усиливается с

увеличением продолжительности выдержки в жидком состоянии. Несмот-

ря на то, что более крупные частицы проще вводить в матричный расплав,

они более склонны к гравитационному осаждению. В большинстве жидко-

фазных процессов получения композиционных сплавов используются ча-

стицы с размерами 10-20 мкм.

65

При высоких объемных долях частиц осаждение будет затруднено

вследствие взаимодействия между частицами, в этом случае скорость оса-

ждения частиц (в предположении их сферичности) можно выразить как

(2)

где – скорость по формуле Стокса, f – объемная доля частиц, n – фактор,

зависящий от числа Рейнольдса Re и диаметров частицы d и емкости D:

(3)

(4)

Таким образом, скорость осаждения частиц будет уменьшаться с

уменьшением их размеров и увеличением объемной доли.

Когда жидкий металл интенсивно перемешивается во время кристал-

лизации, он образует суспензию из мягких сферических частиц твердой

фазы, плавающих в жидкости. Перемешивание на высокой скорости созда-

ет высокий градиент скорости сдвига, который имеет тенденцию умень-

шать вязкость суспензии даже при доле твердой фазы 50-60 об.%. Процесс

литья суспензии, в которой жидкий металл удерживается в интервале меж-

ду температурами ликвидус и солидус, называется реолитьем. Суспензию

также можно смешать с армирующими частицами; такая модифицирован-

ная форма реолитья называется «комполитье» (compocasting). Захват ча-

стиц суспензией помогает минимизировать сегрегацию/седиментацию.

Поскольку плотность частиц, как правило, отличается от плотности мат-

ричного расплава, они имеют тенденцию к флотации или осаждению. По-

вышение эффективной вязкости суспензии при комполитье предотвращает

осаждение частиц. При этом комполитье осуществляется при меньших

температурах, чем обычно используются в литейно-металлургической

практике, что приводит к уменьшению термохимической деградации ар-

мирующей фазы.

Существует несколько возможных источников микроструктурной

неоднородности в композиционных сплавах при механическом замешива-

нии, включая агломерацию и седиментацию частиц, захват газовых пузы-

рей, усадочную пористость, сегрегацию вследствие оттеснения движу-

щимся фронтом затвердевания. Последнее явление наименее хорошо поня-

то, а дефекты, образованию которых оно способствует, наиболее трудно

устранимы.

66

Если растущая твердая фаза поглощает армирующие частицы, их пе-

рераспределение в ходе затвердевания отливки или слитка будет незначи-

тельным. Если же частицы оттесняются фронтом кристаллизации, они бу-

дут сильно сегрегировать в области литой заготовки, затвердевающие по-

следними. При более низких скоростях охлаждения (литье по выплавляе-

мым моделям, литье в песчаные формы) армирующие частицы оттесняют-

ся растущими дендритами в междендритные области, вызывая сильную

кластеризацию. Для быстрого охлаждения при кристаллизации (литье в

кокиль, литье под давлением) растущие дендриты поглощают (по крайней

мере частично) армирующие частицы. Поскольку расстояние между вет-

вями дендритов аналогично расстоянию между частицами, оттеснение мо-

жет происходить только на коротких дистанциях и не приводит к выра-

женной кластеризации. Таким образом, более короткое расстояние между

ветвями дендритов будет способствовать более равномерному распределе-

нию частиц.

В основном, эффект оттеснения возникает из-за «разъединяющей си-

лы», действующей на частицу со стороны наступающего фронта, если

полная межфазная энергия системы будет повышаться за счет образования

межфазной поверхности «твердая фаза – частица». Это простой термоди-

намический эффект, однако моделирование процесса оттеснения осложне-

но различными явлениями, которые могут влиять на задерживающую силу,

действующую на частицу. Среди них – стремление жидкости течь вокруг

частицы и в пространство между частицей и фронтом кристаллизации, что

приводит к возникновению сил вязкого сопротивления. Среди других воз-

можных явлений – температурно-концентрационные градиенты (в том

числе нарушение теплового потока и процесса перераспределения раство-

ренных веществ), а также наличие флотирующих сил. Дальнейшие ослож-

нения возникают из-за присутствия соседних частиц, которые, как ожида-

ется, будут противодействовать процессу оттеснения путем ингибирования

требуемого потока жидкой фазы. Конституционное переохлаждение рас-

тущего фронта, приводящее к его морфологической нестабильности и об-

разованию дендритов, также будет благоприятствовать захвату и поглоще-

нию частиц, хотя впоследствии они могут быть сдвинуты в сторону рас-

тущими ветвями дендритных кристаллов.

При кристаллизации армирующая частица действует как барьер для

диффузии растворенного вещества на границе раздела твердой и жидкой

фаз. Отдельные частицы могут быть оттеснены движущейся поверхностью

67

раздела фаз в междендритные области, кристаллизующиеся в последнюю

очередь. Для каждого размера частицы предсказана критическая скорость

движения фронта кристаллизации, ниже которой частицы будут оттесне-

ны, а выше которой – поглощены кристаллизующейся фазой [1]. Разрабо-

тан ряд теоретических моделей прогнозирования оттеснения/поглощения

частиц [2], первой из которых, по-видимому, является модель Ульмана-

Чалмерса-Джексона [3]. Эта модель представляет собой кинетический

подход к описанию феномена оттеснения/поглощения частиц, предпола-

гающий, что отталкивание частицы твердой фазой будет происходить, ко-

гда сумма межфазных свободных энергий систем «частица – жидкая фаза»

LP и «жидкая фаза – твердая фаза» SL меньше, чем межфазная энергия

системы «частица – твердая фаза» SP:

(5)

Согласно этой модели, критическое значение скорости движения фронта

кристаллизации может быть выражено следующим образом:

(6)

где – теоретическая критическая скорость, L – скрытая теплота диффу-

зии на единицу объема, A0 – межатомное расстояние в жидкой фазе, V0 –

атомный объем жидкой фазы, D – коэффициент диффузии жидкой фазы, k

– постоянная Больцмана, T – температура, R – радиус частицы, n – кон-

станта, принимаемая равной 0,5. Впоследствии было показано, что прогно-

зируемые по этой модели значения критической скорости значительно

меньше, чем определенные экспериментально [4].

Поведение армирующих частиц малых размеров (<<1 мкм) при кри-

сталлизации композиционных расплавов не может быть описано с позиций

механики сплошных сред и требует учета эффектов броуновского движе-

ния [5], которые обусловлены несбалансированными столкновениями ато-

мов/молекул в жидкости и могут частично или полностью противодей-

ствовать таким силам, как гравитация, вязкое сопротивление, температур-

ные и концентрационные градиенты. В работе [6] критическая скорость

определена как функция от размера частиц:

(7)

68

где - вязкость жидкости, R – радиус частиц, R* - радиус, при котором

скорость частицы, определяемая броуновским движением, составляет по-

ловину расчетной скорости по формуле Стокса, A – характеристическая

единица, определяющая ширину переходной области. Эта модель может

быть использована для прогнозирования поведения наноразмерных арми-

рующих частиц при кристаллизации композиционных расплавов и показы-

вает, что вероятность поглощения дисперсной фазы будет увеличиваться с

повышением скорости движения фронта кристаллизации (и, соответствен-

но, скорости охлаждения при кристаллизации) и с увеличением размеров

частиц.

Во многих жидкофазных процессах керамические частицы могут

значительное время находиться в контакте с матричным расплавом, что

может способствовать химическому взаимодействию между ними. К при-

меру, SiC термодинамически неустойчив в расплавах большинства алюми-

ниевых сплавов, взаимодействуя с образованием Al4C3, в то время как в

магниевых расплавах он стабилен. С другой стороны, Al2O3 является

устойчивым во всех алюминиевых расплавах, не содержащих магний, но

неустойчивым в магниевых расплавах, с которыми он образует шпинели

Al2MgO4. Реакционное взаимодействие матриц с армирующими компонен-

тами может сильно ухудшать свойства композиционных сплавов, поэтому

разные типы матриц требуют обоснованного подбора соответствующих

типов частиц.

Межфазные реакции на границах раздела могут протекать как в про-

цессе получения композиционных сплавов, так и в условиях последующей

эксплуатации изделий [7]. Смачивание и образование адгезионных связей

или, с другой стороны, избыточные химические реакции между матрицей

и наполнителем считаются основным фактором при получении компози-

ционных сплавов литейно-металлургическими методами. Интенсивные ре-

акции на межфазных границах меняют химический состав матричного

сплава, а образующиеся хрупкие продукты взаимодействия оказывают

негативное влияние на свойства изделий. Однако в зависимости от приме-

няемого технологического процесса получения композиционного сплава и

кинетики реакций взаимодействия, возможно создание качественных ком-

позитов даже из тех компонентов, совмещение которых приводит к фор-

мированию термодинамически нестабильных композиций.

69

Литература

1. J.K. Kim and P.K. Rohatgi, An Analytical Solution of the Critical Inter-

face Velocity for the Encapturing of Insoluble Particles by a Moving Sol-

id/Lquid Interface, Metallurgical Materials Transaction A, 29 (1998),

351-358.

2. G. Kaptay, Interfacial Criterion of Spontaneous and Forced Engulfment of

Reinforcing Particles by an Advancing Solid/Liquid Interface, Metallur-

gical Materials Transaction A, 32 (2001), 993-1005.

3. D.R. Uhlmann, B. Chalmers, and K.A. Jackson, Interaction between Par-

ticles and a Solid-Liquid Inter-face, Journal of Applied Physics, 35

(1964), 2986-2993.

4. M. Wang, Q. Han, Particle Pushing during Solidification of Metals and

Alloys, Materials Science Forum, 783-786 (2014) 1513-1517.

5. Ferguson, J.B., Kaptay, G., Schultz, B.F. et al. Brownian Motion Effects

on Particle Pushing and Engulfment During Solidification in Metal-

Matrix Composites, Metall. and Mat. Trans. A (2014) 45: 4635.

6. Ferguson J.B., Schultz B.F., Rohatgi P.K., Kim CS. (2014) Brownian Mo-

tion Effects on the Particle Settling and its Application to Solidification

Front in Metal Matrix Composites. In: Grandfield J. (eds) Light Metals

2014.

7. Shi, Z., Gu, M., Liu, J. et al. Interfacial reaction between the oxidized SiC

particles and Al-Mg alloys. Chin.Sci.Bull. (2001) 46: 1948.

70

ПРИМЕНЕНИЕ КОМПЛЕКСНОГО МОДИФИЦИРОВАНИЯ

ДЛЯ ПОВЫШЕНИЯ КАЧЕСТВА ЛИТОГО МЕТАЛЛА ЗАГОТОВОК

ИЗ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ

Еремин Е.Н.1, Миннеханов Р.Г.2, Миннеханов Г.Н.2 1Омский государственный технический университет, г. Омск

2ООО «Технологический центр», г. Омск

Широкое применение в устройствах химико-термической обработки

изделий находят трубные заготовки из нержавеющих сталей. К материалу

труб предъявляются повышенные требования как по механическим и слу-

жебным свойствам, так и по стойкости к межкристаллитной коррозии

(МКК).

Вследствие этого, в качестве материала для таких труб широкое

применение нашла нержавеющая сталь аустенитного класса 08Х18Н9Т [1].

Подобные трубы изготавливаются открытой индукционной плавкой

с центробежным литьем на установках с горизонтальной осью вращения.

Металл после раскисления выпускается в промежуточный ковш. Поэтому

на дно ковша или в струю, при выпуске расплава, подается титаносодер-

жащая добавка. Из ковша расплав через промворонку подается во враща-

ющуюся литейную форму-изложницу, покрытую изнутри теплоизоляци-

онным и противопригарным слоем. Однако при заливке вследствие вто-

ричного окисления металла имеет место угар легирующих элементов. В

первую очередь, не происходит полного усвоения титана, определяющего

основные свойства сплава. Вследствие этого в литом металле не сохраня-

ется заданный химический состав исходного сплава.

Все эти факторы не обеспечивают в полной мере требуемые служеб-

ные характеристики отливок и снижают стойкость к МКК. Поэтому со-

вершенствование технологии центробежного литья нержавеющих сталей

является актуальной задачей.

Одним из основополагающих направлений развития литейного про-

изводства является создание определенных воздействий на жидкий кри-

сталлизующийся расплав, которые обеспечивают протекание его объемной

кристаллизации с получением плотной, мелкозернистой и гомогенной

структуры в твердом состоянии. Универсальным, относительно дешевым,

технологически гибким и высокоэффективным методом управления струк-

турой кристаллизующегося расплава является модифицирование. Суще-

71

ствует мнение, что совместное введение в сталь химически активных эле-

ментов (РЗМ, Ca, Al) и карбидообразующих элементов (Ti, Zn, V, Nb) или

соединений в виде карбонитридов, усиливают эффективность модифици-

рования [2-4].

С этой целью для повышения качества отливок центробежнолитых

труб из нержавеющих сталей, металл, после плавки и его перегрева в ин-

дукционной печи с основной футеровкой, предложено перед вводом фер-

ротитана, дополнительно раскислять лигатурой, содержащей редкоземель-

ные металлы (РЗМ). После ввода титана перед выпуском расплава из печи

его обрабатывали нанодисперсным порошком карбонитрида титана в со-

ставе модифицирующего брикета [4]. Далее расплав выпускали в ковш, а

из ковша через промворонку происходило заполнение литейной формы.

Спектральный анализ показал, что в серийных центробежнолитых

отливках из стали 08Х18Н9ТЛ наблюдается повышенная ликвация титана.

Причем, в зависимости от способа введения ферротитана в расплав, разни-

ца в концентрации титана достигает 0.4-0.7%.

При вводе ферротитана в печи, под шлак наблюдается прирост кон-

центрации титана во внутренней зоне трубы который составляет 0.15-0.2%.

В структуре отливок «островков» с повышенным содержанием титана не

наблюдается, что показывает равномерное распределение и усвоение тита-

на при вводе измельченного ферротитана под шлак, в печи.

Для отливок из расплавов, подвергнутых модифицированию нано-

дисперсными частицами карбонитрида титана получено более равномер-

ное распределение титана по сечению труб.

Полученный результат может быть объяснен эффектом модифици-

рования карбонитридом титана и снижением вторичного окисления рас-

плава, благодаря вводу специального покровного флюса на поверхность

расплава в ковше. Инокулирующее модифицирование карбонитридом ти-

тана приводит к формированию еще в расплаве мельчайших включений из

оксикарбонитридов, трудно удаляемых центробежными силами и фронтом

кристаллизации. Перераспределение азота, кислорода, титана между мат-

рицей сплава и центрами кристаллизации для карбонитридов, оксикарбо-

нитридов титана препятствует образованию крупных неметаллических

включений и островков из зон, обогащенных титаном.

Выравнивание концентрации титана по сечению отливки показывает

инокулирующее действие комплекса, состоящего из нанодисперсного кар-

бонитрида титана на матрицу сплава. При этом упорядочивание структуры

72

в микрообластях, в процессе кристаллизации матрицы, происходит при бо-

лее высоких температурах.

Анализ макроструктуры образцов, вырезанных из труб показал, что

модифицирование привело к значительному увеличению равноосной мел-

козернистой зоны со стороны изложницы и внутренней поверхности тру-

бы, и уменьшению поперечного сечения макрозерен в 1,5-2 раза. При этом

доля равноосного зерна превышает более 50% макроструктуры сечения

отливки. Макроструктура образцов со стороны заливочного и незаливоч-

ного конца трубы отличается незначительно.

Анализ микроструктуры образцов труб из модифицированной стали

показал более благоприятную морфологию и топографию избыточных фаз,

в том числе на границах микрозерен.

Для всех образцов из модифицированного сплава характерно нали-

чие мелкого микрозерна и присутствие до 2-5 % δ-феррита, равномерно

распределенного по полю шлифа. Морфология неметаллических включе-

ний в исследуемом литом металле соответствует образцу из проката. Кар-

бонитриды титана имеют компактную форму и равномерно распределены

в матрице отливки. Они имеют кубическую форму, а оксикарбонитриды,

карбонитриды формировались в глобулярной форме. Неметаллические

включения имеют также глобулярную форму.

В модифицированных отливках нанодисперсные частицы карбонит-

рида титана способствуют формированию вокруг них карбидов титана, за

счет диффузии углерода и титана из микрообластей расплава. При этом

кристаллизация карбидов происходит при более высоких температурах,

что создает условия к их формированию в глобулярной форме и распреде-

лению частиц на осях дендритов [5]. Перераспределение углерода между

карбидами и матрицей расплава приводит к повышению концентрации

хрома в приграничных областях. Существенное измельчение микрозерен

обеспечивает увеличение протяженности границ между зернами, что при-

водит к снижению удельной доли вредных примесей на единице длины

границы микрозерна.

Механические испытания показали, что в модифицированном метал-

ле предел прочности достигает 560 МПа, а относительное удлинение 70%,

что соответственно в 1,2 и 1,4 раза выше, чем у немодифицированного.

Вместе с этим образцы, вырезанные как из наружной, так и внутрен-

ней поверхности модифицированного металла труб, показали и более вы-

сокую коррозионную стойкость.

73

Таким образом, очистка границ от неметаллических включений и

вредных примесей, снижение ликвации легирующих элементов, повыше-

ние концентрации хрома в приграничных зонах гарантирует повышение

механических свойств и стойкость отливок к МКК.

Работа выполнена при поддержке гранта РНФ №17-19-01224

Литература

1. Остапенко Л. Н., Тигельман С. М., Крнейнинг Е. В., Шуляк В. Ф.

Применение тупиковых радиационных труб в агрегатах для химико-

термической обработки // Металловедение и термическая обработка

металлов. – 1980. – № 1. – С. 30-32.

2. Андреев И.Д., Афонаскин А.В., Бажова Г.Ю, Дородный В.Д. Влия-

ние технологических параметров модифицирования комплексными

модификаторами на основе отливок // Литейное производство. 2002.

№6. С. 13-15.

3. Комшуков В.П., Черепанов А.Н., Амелин А.В. Модифицирование

непрерывнолитой стали нанопорошками тугоплавких соединений //

Сталь. 2009. №4. С. 65-68.

4. Сабуров В. П., Еремин Е. Н., Черепанов А. Н., Миннеханов Г. Н.

Модифицирование сталей и сплавов дисперсными инокуляторами.

Омск : Изд-во ОмГТУ, 2002. – 211 с.

5. Еремин Е. Н., Филиппов Ю. О., Еремин А. Е., Лосев А. С. Влияние

модифицирования на ликвацию легирующих элементов в хромнони-

келевом сплаве // Омский научный вестник, № 3 (113). – 2012. – С.

52-57.

74

ЭКОСИСТЕМА ПРОДУКТОВ КОМПАНИИ «SHELL-O-MATIC»

ДЛЯ ПРОИЗВОДСТВА ЛИТЫХ ИЗДЕЛИЙ

ИЗ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

Жарков Н.В., Ифанов А.В.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Композиционные материалы - многокомпонентные материалы, со-

стоящие из полимерной, металлической, углеродной, керамической или др.

основы (матрицы), армированной наполнителями из волокон, нитевидных

кристаллов, тонкодиспeрсных частиц и др. Путем подбора состава и

свойств наполнителя и матрицы (связующего), их соотношения, ориента-

ции наполнителя можно получить материалы с требуемым сочетанием

эксплуатационных и технологических свойств. Уникальные физико-

химические, конструкционные и технологические свойства таких материа-

лов позволяют использовать их в разнообразных областях жизнедеятель-

ности.

Одним из способов получения изделий из композиционных материа-

лов является применение различных методов литья. К преимуществам дан-

ной технологии можно отнести относительную простоту технологий и вы-

сокую производительность, также хорошее качество полученных отливок.

Современный уровень автоматизации производства подразумевает

использование корпоративной управляющей системы супервизорного

управления совместимой с концепцией «Интернета вещей на предприяти-

ях» (Industrial Internet of Things, IIOT или Industry 4.0).

Преимущества внедрения этих систем в производственный процесс

включают в себя:

возможность создания полностью автоматических производств;

протоколирование процесса с полной прослеживаемостью пара-

метров;

наличие обратной связи в реальном времени о состоянии изделий

и производственных механизмов;

усовершенствованные средства профилактического обслуживания

и устранения неполадок;

более точное планирование.

75

История развития компании Shell-O-Matic насчитывает более 40 лет.

За это время компанией разработано более 300 индивидуальных литейных

установок для литейного производства по всему миру. Особенностью

предлагаемых решений является полный комплекс программно-

аппаратных решений, обеспечивающий выход на ERP уровень автоматиза-

ции производства. Компании Shell-O-Matic предоставляет все необходимое

оборудование и составляющие для построения линий для изготовления ке-

рамических оболочковых форм, производства литых изделий из компози-

ционных материалов: баки для предварительного смешивания суспензии,

пескосыпы, конвейеры для перемещения и сушки деталей, роботы, меха-

низмы погрузки/разгрузки, системы подачи воска, установки криогенного

бластинга, компьютерные системы управления.

Аппаратные средства включают в себя три модели роботов соб-

ственной разработки грузоподъемностью 205,365 и 680 кг, и четыре моде-

ли роботов FANUCс грузоподъемностью до 1700 кг, вылетом стрелы 4,7 м

и вертикальным ходом 6,2 м, что обеспечивает работу с большими отлив-

ками.

В партнерстве с Clearpath Robotics компания Shell-O-Matic предлага-

ет робота Otto, самоходное транспортное средство, которое сочетает в себе

гибкость рабочей силы, эффективность конвейеров и безопасность авто-

мобилей с автоматическим управлением. Модель Otto доступна в различ-

ных вариантах грузоподъемности и может быть оснащена различными

грузоподъемными приспособлениями, адаптированными к материалу, ко-

торый она будет транспортировать:

перенос восковых деревьев или раковин со стандартными муф-

тами;

перемещение предметов из восковой комнаты в раковину;

автоматическое удаление парафина;

загрузка восковых моделей / пресс-форм в правильной ориента-

ции;

управление формами / шаблонами для контроля качества или их

очистки.

Система централизованного управления роботами Otto использует

карту завода, чтобы выбрать оптимальный путь движения. Обнаружение

препятствий осуществляется системой лазерных дальномеров. Активная

76

система подвески позволяет может адаптироваться к неровностям пола (до

22 мм в высоту).

Для построения систем управления производством (MES) в литей-

ных цехах компания «Shell-O-Matic» использует программный пакет

Proficy от компании «GE Digital».

Программное обеспечение поставляется в виде набора модулей, а

разработка системы управления учитывает особенности конкретного про-

изводства, используя только необходимые модули.

Данный подход позволяет использовать программный пакет как

настраиваемое программное обеспечение для управления всеми процесса-

ми литейного цеха: от поставки сырья до доставки литой детали.

Архитектура программного обеспечения GE Proficy позволяет работать с

любой платформой ПЛК для создания комплексной системы MES. Инте-

грированные модули HMI и Scada реализованы на промышленном ПК.

Наличие режима супервизорного управления обеспечивает возмож-

ность удаленного подключения, либо установление VPN-соединения для

диагностики состояния системы и в случае необходимости обновления

программного обеспечения.

Обеспечение безопасного взаимодействия между промышленным

оборудованием и операторами является неотъемлемой частью высокоэф-

фективной интегрированной системы. Обеспечения комплексных решений

в области безопасности построено на соблюдении требований стандартов

ANSI/RIA R15.06 (Требования к безопасности промышленных роботов и

роботизированных систем), ISO 10218 (Требования к безопасности про-

мышленных роботов) и ISO 12100/ISO 13849 (Безопасность машинного

оборудования).

77

ЛИТЬЕ С КРИСТАЛЛИЗАЦИЕЙ ПОД ДАВЛЕНИЕМ КАК СПОСОБ

ПРОИЗВОДСТВА КОМПОЗИЦИОННЫХ ПОРШНЕЙ

Батышев К.А.1, Семенов К.Г.1, Трофимов А.В.2, Свинороев Ю.А.3,

Георгиевский М.Г.4 1МГТУ им. Н.Э. Баумана, г. Москва

2Московский политехнический университет, г. Москва 3Луганский национальный университет им. Вл. Даля, г. Луганск

4ОАО «Гидравлика»

В настоящее время для получения высококачественных отливок

поршней чаще всего используется метод литья в кокиль. Применение дан-

ной технологии позволяет получать отливки поршней со сложной конфи-

гурацией внутренней и наружной геометрии без уклонов на наружной по-

верхности как с каналом масляного охлаждения, так и с нирезистовой

вставкой под верхнее поршневое кольцо.

При литье в кокиль невысокие механические свойства металла заго-

товки и невозможность получить керамические вставки делает этот способ

непригодным для решения данной задачи.

Наиболее перспективным методом изготовления композиционных

поршней является литьё с кристаллизацией под давлением (ЛКД) [1], кото-

рым изготовляют плотные отливки как из литейных, так и из деформируе-

мых сплавов [2, 4]. Их можно и даже желательно подвергать всем видам

термической обработки [3] для улучшения структуры и свойств табл. 1.

Таблица 1. Сравнение прочностных характеристик после термообработки.

Литьё в кокиль и ЛКД

Сплав Способ

литья

Термическая

обработка

Температура

испытаний, оС

в,

МПа

0,2,

МПа , %

АК12М2МгН

Литьё в

кокиль

Т6

20 220 220 0,2

200 190 185 0,4

300 115 110 1

350 60 55 4,8

ЛКД

20 330 315 0,5

200 240 225 1,9

300 125 115 13,5

350 60 55 27,5

78

Процесс ЛКД заключается в том, что расплав заливают в матрицу

штампа, установленного на столе пресса, и затем прессуют (выдерживают

под давлением) пуансоном, закреплённым на ползуне. При этом формооб-

разование отливки осуществляется либо полностью во время заливки, либо

частично во время заливки и окончательно после вытеснения части не за-

твердевшего расплава пуансоном (Рис. 1). Первая схема называется порш-

невым прессованием, вторая пуансонным [6].

а б в г

Рис. 1. Схемы прессования при ЛКД: а – поршневое; б – пуансонное;

в – пуансонно-поршневое; г – через литники-питатели

При пуансонном прессовании течение металла более благоприятно

для качества изделия. Застойные зоны, где не происходит течение металла

менее значительны [5].

В настоящее время в дизельных автомобильных и тракторных двига-

телях типа ЗИЛ, КАМАЗ, Шкода, Катерпиллер, КАМАЦУ применяются

композиционные поршни. Чаще всего это двухкомпонентные поршни, в

головке которых встроена чугунная (нирезистовая) вставка, существенно

продляющая срок службы первой, самой нагруженной по температурным

параметрам канавки под компрессорное кольцо.

Следующий шаг к увеличению срока службы поршней – использова-

ние вставок в головке поршня, упрочнённых волокнами неорганических,

тугоплавких соединений. Их получают методом сквозной пропитки воло-

кон жидким металлом. Поршни, полученные с использованием данной

технологии, характеризуются комплексом повышенных физико-

механических характеристик при рабочих температурах (прочностью, жа-

79

ростойкостью, износостойкостью и др.) по сравнению с традиционными

литейными алюминиевыми сплавами.

Такие поршни намечены к применению на двигателях КАМАЗ. В ряде

случаев оправдано применение трехкомпонентных поршней, в головку ко-

торых встроены нирезистовые и металлокерамические вставки (рис. 2).

Рис. 2. Композиционные поршни

Применение универсального прессового оборудования первоначаль-

но снижает капитальные затраты на производство поршней литьем с кри-

сталлизацией под давлением. Кроме того, уменьшается время освоения

поршня на производство. Однако максимальная производительность про-

цесса изготовления этой продукции может быть достигнута только на спе-

циализированном прессовом оборудовании, созданном для группы близ-

ких по размерам поршней [7].

Специализация пресса предусматривает и полную автоматизацию

процесса, что приведет к устранению многих видов брака, обусловленных

«человеческим фактором».

Способ ЛКД в сочетании с упрочнением головки поршня керамиче-

скими волокнами по сравнению с традиционной технологией литья в ко-

киль позволяет:

снизить расход металла на 30…40%;

получить плотную и мелкозернистую структуру без дефектов и га-

зовой пористости;

80

повысить физико-механические свойства на 15…20%;

добиться высокой термической стабильности упрочняющего эф-

фекта;

существенно повысить термоустойчивость и снизить износ рабо-

чих поверхностей поршня без появления термических трещин на кромках;

совершенствовать конструкцию поршня и эффективность работы

двигателя.

Литература

1. Батышев А.И., Батышев К.А. Получение отливок из композицион-

ных материалов с металлической матрицей // Литейное производ-

ство, 2016, №4, С. 17-23.

2. Батышев К.А., Безпалько В.И., Батышев А.И., Смолькин А.А. Изго-

товление герметичных отливок из силуминов// Литейное производ-

ство, 2012, №1, С. 29-30.

3. Батышев К.А. Литье с кристаллизацией под давлением алюминие-

вых сплавов. Часть 2 // Металловедение и термическая обработка

металлов, 2012, №2, С. 3-10.

4. Батышев К.А., Трофимов А.В. Изготовление алюминиевых поршней

дизельных двигателей методом ЛКД / Материалы 2-й международ-

ной научно-практической конференции «Современные технологии в

машиностроении и литейном производства», 11-14 октября 2016 г.,

Чебоксары, Изд-во ЧГУ, 2016, С. 208-211.

5. Батышев К.А. Пуансонное прессование отливок сплавов системы

Al-Si / Труды всероссийской научно-практической конференции

«Состояние и перспективы развития литейных технологий и обору-

дования в цифровую эпоху», 18 мая 2016 г., Москва, 2016, С. 20-25.

6. Батышев К.А. Литье с кристаллизацией под давлением. М.: Изд-во

МГОУ, 2009. – 168 с.

7. Батышев К.А., Брежнев Л.В., Батышев А.И., Полянчиков О.Г. Гид-

равлический пресс для литья с кристаллизацией под давлением

алюминиевых сплавов// Новые материалы, 2012, № 5-6, С. 7-8.

81

КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ НА ОСНОВЕ

НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ МЕДИ

Семенов К.Г., Батышев К.А., Чернов В.В.

Московский государственный технический университет

им. Н.Э. Баумана, г. Москва

Металлические композиционные материалы или композиционные

материалы на основе металлов и сплавов находят широкое применение в

машиностроительных технологиях. Чаще всего используются алюминий,

магний, титан, медь и сплавы на их основе, делаются попытки использо-

вать в качестве матрицы высокопрочные стали, тугоплавкие металлы и

сплавы /1/.

В металлургии используются композиционные огнеупорные матери-

алы для футеровки печей, для кожухов, арматуры печей, наконечников

термопар, погружаемых в жидкий металл, и др. Эффективность использо-

вания композитов заключается в увеличении срока службы металлургиче-

ского оборудования. В горнорудной промышленности из композиционных

материалов на основе тугоплавких соединений изготовляют буровой ин-

струмент, коробки буровых машин, детали буровых комбайнов, транспор-

теров и др. Эффективность применения заключается в высокой абразивной

стойкости и износостойкости композиций.

Существующие композиционные материалы можно разделить на три

основных класса, отличающиеся микроструктурой: дисперсно-

упрочненные, упрочненные частицами и армированные волокном. Все эти

материалы представляют собой матрицу из какого-либо вещества или

сплава, в которой распределена вторая фаза - обычно более жесткая, чем

матрица, которая служит для улучшения того или иного свойства. В основе

разделения трех упомянутых классов композиционных материалов лежат

особенности их структуры. Для дисперсно-упрочненных композиций ха-

рактерной является микроструктура, когда в матрице равномерно распре-

делены мельчайшие частицы размером от 0,01 до 0,1 мкм в количестве от 1

до 15 об.%.

Существенное повышение некоторых характеристик, которое явля-

ется важнейшим преимуществом композиционных материалов, на практи-

ке привело в настоящее время к относительно широкому применению

лишь двух групп материалов на их основе: высокопрочных и жаростойких.

82

Ко второй группе могут быть отнесены низколегированные медные спла-

вы.

Композиционные материалы на основе медных сплавов значительно

превосходят традиционные материалы по целому комплексу свойств.

Композиционные материалы имеют более высокие прочностные свойства

при повышенных температурах, низкие значения коэффициента термиче-

ского расширения, высокую износостойкость. Такие характеристики поз-

воляют использовать композиционные материалы на медной основе в ка-

честве материалов в электротехнике и электронике.

Широко известны материалы медь-графит (ГОСТ 26719-85) и ис-

пользуются в промышленности в качестве антифрикционных, а также для

изготовления скользящих электрических контактов. Однако их основным

недостатком является низкий срок службы, вследствие, относительно низ-

ких микротвердости поверхности и износостойкости.

Одним из наиболее перспективных методов получения композици-

онных материалов является метод механического легирования. Этот метод

позволяет получать дисперсноупрочненные композиции с равномерным

распределением упрочнителя, чего трудно добиться другими способами.

Медь имеет высокую тепло- и электропроводность, хорошую техно-

логичность, коррозионную стойкость и другие свойства, которые требуют-

ся для синтеза электроконтактных материалов. Основными недостатками

чистой меди являются относительно невысокие прочностные характери-

стики низкая температура начала рекристаллизации.

Для повышения прочностных свойств меди ее легируют различными

добавками. Основной задачей при этом является создание композиций, в

которых максимальное улучшение одного из свойств сопровождалось бы

минимальным ухудшением другого.

Развитие современных технологий машиностроения обуславливает

создание материалов на основе меди, которые сочетают высокие техноло-

гические и механические свойства. Низколегированные сплавы на основе

меди являются важнейшими материалами для создания изделий в ряде от-

раслей современной техники.

Низколегированные сплавы меди в основном относятся к классу де-

формируемых сплавов. Эти сплавы обеспечивают максимально высокую

электрическую проводимость (теплопроводность) при достаточно высоких

прочностных и эксплуатационных свойствах.

83

Низколегированные литейные сплавы меди, которые используются в

современной технике, подразделяются на две группы /1-3/. К первой груп-

пе относятся дисперсионно-твердеющие, то есть те, у которых повышение

жаропрочных свойств приобретается в результате термомеханической об-

работки. Другая группа сплавов базируется на сплавах, у которых жаро-

прочные свойства определяются прочностью межатомных связей между

основой сплава и легирующими компонентами. У этих сплавов более вы-

сокие технологические и литейные свойства, но пониженные характери-

стики электро- и теплопроводности. Низколегированная медь является од-

ним из первых материалов, нашедших применение в современной крио-

генной технике. Это обусловлено тем, что медь не имеет порога хладно-

ломкости, а нижний температурный предел ее использования близок к аб-

солютному нулю.

Для современных машиностроительных технологий перспективным

следует считать материалы на основе системы медь – железо с легирую-

щими добавками, обеспечивающими возможность получения достаточно

высокой теплопроводности, в сочетании с высокими прочностными свой-

ствами.

Для достижения максимального упрочняющего эффекта более проч-

ный компонент должен играть роль усиливающей, упрочняющей структу-

ры. Для этого необходимо, чтобы упрочняющие элементы имели доста-

точную длину, в этом случае прочность сцепления с матрицей достаточно

велика, чтобы они могли выполнить свою основную роль арматуры. В

этом случае наиболее выгодной формой использования армирующей фазы

является тонкое волокно: известно, что с уменьшением толщины волокон

их прочность заметно возрастает.

В этой связи, представляется перспективным разработка композици-

онных материалов путем введения в металлическую матрицу стружковых

материалов, в том числе и тугоплавких. При создании технологии получе-

ния стружковых композиционных материалов необходимо учитывать в

первую очередь характер и особенности происходящих в отливке струк-

турных изменений при вводе в исходную стружковую медную массу

стружки, а также вид исходного сырья, в качестве которого, может быть

использована стружка в виде опилок.

84

Литература

1. Волоконные композиционные материалы: Пер. с англ. / Под ред. Дж.

Уиктна, Э.Скала. М.: Металлургия, 1978. 240 с.

2. Берент В.Я. Материалы и свойства электрических контактов в

устройствах железнодорожного транспорта. – М.: Интекст, 2005,

с.408.

3. Семенов К.Г., Панкратов С.Н., Колосков С.В. Разработка современ-

ных низколегированных медных сплавов для машиностроения // Ме-

таллургия машиностроения. 2015, № 4, с.19-21.

4. Николаев А.К., Новиков А.И., Розенберг В.М. Хромовые бронзы. М.

Металлургия, 1983. - 176 с.

85

ЗАТВЕРДЕВАНИЕ И УПЛОТНЕНИЕ КОМПОЗИЦИОННЫХ

МАТЕРИАЛОВ С АЛЮМИНИЕВОЙ МАТРИЦЕЙ

Батышев К.А. 1, Батышев А.И. 2 1Московский государственный технический университет

им. Н.Э. Баумана, г. Москва 2Национальный исследовательский технологический университет

«МИСиС», г. Москва

Широкое применение в технике находят композиционные материал

(КМ), состоящие из металлического сплава (чаще всего алюминиевого) и

добавок в виде неметаллических или волокнистых материалов. Отливки из

таких композиционных материалов могут изготовляться многими спосо-

бами литья, но наиболее перспективен способ ЛКД [1,2,3].

Литейные композиционные материалы готовили в графитошамотном

тигле вместимостью 0,9 кг (по алюминию). Вначале расплавляли в печи

сопротивления СШОЛ алюминиевый сплав (АК12 или Al-4,5%Cu), затем в

расплав вводили лигатуру, содержащую упрочняющие добавки – TiC, SiC

или Al2O3, и при 750оС расплав заливали в матрицу пресс-формы на столе

гидравлического пресса модели Д2430Б [5] (Рис. 1).

При ЛКД композиционного сплава Al-10%TiC расплав в централь-

ной зоне отливки в момент окончания заливки имел температуру 680оС.

Обнаружено повышение температуры расплава в центральной и промежу-

точной зонах, но оно почти в два раза меньше, чем у технического алюми-

ния. Подобные зависимости наблюдаются и при ЛКД других сплавов и

композиционных материалов (табл. 1). Не обнаружено заметного различия

в значении перепада температур по сечению отливки в момент окончания

затвердевания сравниваемых металлов и сплавов.

Отливки (диаметр 50 мм, высота 100…105 мм) изготовляли из:

1. алюминия А7,

2. сплавов АК12 и Al-4,5%Cu (без упрочняющих добавок)

3. из КМ типа Al-5%SiC, AK12-5%SiC, AK12-5%TiC, Al-5%TiC и Al-

4,5%Cu-2%Al2O3.

Режимы ЛКД: tзал=7505оС; tм=15010оС; рн=150…200 МПа;

д=5…8с,п=25…35 с.

При ЛКД композиционного сплава Al-10%TiC расплав в централь-

ной зоне отливки в момент окончания заливки имел температуру 680оС.

Обнаружено повышение температуры расплава в центральной и промежу-

86

точной зонах, но оно почти в два раза меньше, чем у технического алюми-

ния. Подобные зависимости наблюдаются и при ЛКД других сплавов и

композиционных материалов (табл. 1). Не обнаружено заметного различия

в значении перепада температур по сечению отливки в момент окончания

затвердевания сравниваемых металлов и сплавов.

Опускание h верхнего торца отливки высотой Н под воздействием

давления пропорционально уcадке металла (сплава). В момент окончания

затвердевания отливки (h/H)з=0,099 для алюминия А7 и 0,053 для компо-

зиционного сплава Al–10%TiC; 0,066 для сплава АК12 и 0,045 для компо-

зиционного материала AК12–5%SiC. Подобная зависимость сохраняется и

для других сплавов и композиционных материалов (см. табл. 1). Таким об-

разом, относительное перемещение верхнего торца отливки из КМ мень-

ше, чем из обычных сплавов.

Рис.1. Схема установки для изучения теплосиловых условий формирования цилиндри-

ческой отливки: 1 – датчик давления (месдоза); 2 – пуансон; 3 – матрица;4 –ходограф

(датчик перемещения пуансон); 5…13 – термопары

87

Таблица 1. Параметры, полученные при изготовлении способом ЛКД

отливок из алюминия, некоторых сплавов и КМ при ЛКД

Металл, сплав, КМ з, с Ткр, оС ро, МПа (h/H)з

Алюминий А7 6,2 10 95 0,099

Al–5%SiC 10,2 5 55 0,043

Al–10%TiC 6,8 6 35 0,053

АК12 6,9 8 140 0,066

AK12–5%SiC 7,1 4 100 0,045

AK12–5%TiC 10,2 5 110 0,075

Al-4,5%Cu 9,2 11 50 0,120

Al–4,5%Cu–2%Al2O3 13 8 140 0,108

Примечание. з – время затвердевания; Ткр – повышении температуры

кристаллизации под воздействием давления; ро – давление, при котором

начинается повышение температуры кристаллизации металла (сплава);

(h/H)з - относительное перемещение верхнего торца отливки к моменту

окончания затвердевания

Введение упрочняющих частиц в металлический расплав заметно

изменяет свойства сплавов [4] и их склонность к уплотнению. Можно было

бы ожидать, что при ЛКД композиционных материалов возможно измене-

ние характера кривой нарастания давления вследствие изменения коэффи-

циента трения на границе контакта «отливка – матрица пресс-формы». Од-

нако такое изменение обнаружено только при ЛКД сплава типа Al -

10%TiC. При ЛКД других композиционных материалов таких перегибов

не обнаружено.

Литература

1. Батышев К.А. Литье с кристаллизацией под давлением: Изд-во

МГОУ 2009.- 168 с.

2. Батышев А.И., Батышев К.А. Получение отливок из композицион-

ных материалов с металлической матрицей // Литейное производ-

ство, 2016, №4, С. 17-23.

3. Батышев К.А., Безпалько В.И., Батышев А.И., Смолькин А.А. Изго-

товление герметичных отливок из силуминов// Литейное производ-

ство, 2012, №1, С. 29-30.

88

4. Батышев К.А. Литье с кристаллизацией под давлением алюминие-

вых сплавов. Часть 2 // Металловедение и термическая обработка

металлов, 2012, №2, С. 3-10.

5. Батышев К.А., Брежнев Л.В., Батышев А.И., Полянчиков О.Г. Гид-

равлический пресс для литья с кристаллизацией под давлением

алюминиевых сплавов // Новые материалы, 2012, № 5-6, С. 7-8.

89

ПЕРСПЕКТИВНЫЕ СВЯЗУЮЩИЕ МАТЕРИАЛЫ

НА БИОПОЛИМЕРНОЙ ОСНОВЕ ДЛЯ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ

ПРОЦЕССОВ ПОЛУЧЕНИЯ ЛИТЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ

МАТЕРИАЛОВ

Свинороев Ю.А.

Луганский национальный университет им. Владимира Даля,

г. Луганск

В настоящее время, научные разработки, в области повышения эф-

фективности производства литья, в части использования формовочных ма-

териалов, и непосредственно литейных связующих, посвящены совершен-

ствованию уже имеющихся композиций, как правило, на смоляной основе.

Такой подход технологически совершенствует производство, но не решет

проблем экологии, безопасности труда, снижения себестоимости. Помимо

этого, активно развивающиеся направления, к которым относятся техноло-

гии получения литых композиционных материалов, требуют адекватных

технических решений, базирующихся на инновационных подходах, отве-

чающих современному уровню развития литейного производства и вызо-

вам, стоящим перед страной.

Альтернативные решения могут быть найдены за счет расширения

использования продуктов, переработки растительного сырья. Активное во-

влечение крупнотоннажных техногенных отходов отечественных произ-

водств в технологические цепочки создания инновационных технологий, к

которым относятся производство литых композиционных материалов, яв-

ляется примером комплексного решения межотраслевых проблем России:

импортозамешение, снижение вредных выбросов, создание новых литых

композитных материалов и деталей на их основе, как пример продукции

отечественного производства с высокой добавочной стоимостью. Весь пе-

речисленный комплекс решений влечет создание новых рабочих мест.

Исследования проводились с целью доведения связующей способно-

сти биополимерных лигниносодержащих материалов, в частности техни-

ческих лигносульфонатов (ЛСТ), до уровня высокоэффективных связую-

щих материалов и стабилизации их свойств, с последующей возможностью

адаптации получаемой связующей композиции до требования конкретного

технологического процесса производства отливок.

90

Проблема поиска и практического применения новых связующих

материалов, для повышения эффективности процессов литья, традиционна

для литейного производства. Она являлась центральной в работах класси-

ков – Берга П.П., Лясса А.М., Семика А.П., Илларионова И.Я. и др., акту-

альна она и сейчас. В настоящее время особый акцент уделяется вопросам

экологии [1,2], при этом в качестве альтернативы токсичным фенольным

связующим материалам предлагаются решения на основе использования

жидкостекольных, лигносульфонатных и алюмофосфатных материалов,

как наиболее экологически чистых [3,4, 6,7]. В этом контексте вопросы

технологии, экономики и экологии увязываются в единое целое [4], опре-

деляя ресурсоэффективность всего процесса производства литья [4,5,7].

Особое место уделяется вопросам рационального использования техноген-

ных отходов [7].

Рассмотрим способы повышения связующей способности биополи-

мерного связующего – технических лигносульфонатов (ЛСТ). К наиболее

эффективным относятся методы комплексного воздействия. Их сущность

состоит в следующем:

1) ЛСТ подвергаются модифицированию – комбинированному воздей-

ствию, состоящему во внесении в определенных пропорциях химических

компонентов комплексного действия, позволяющих инициировать процес-

сы образования трехмерной полимерной сетки, что обуславливает суще-

ственное (на порядок) увеличение связующей способности получаемых

композиций; и в последующей температурной обработке состава, с целью

гомогенизации композиции, для обеспечения стабилизации ее свойств [5].

2) для облегчения и ускорения процессов структурообразования необхо-

димо создать активные центры инициации полимеризационных процессов,

что достигается обработкой ЛСТ на высокоэнергетических дезинтегратор-

ных установках [6].

Это даёт возможность адаптировать получаемые связующие компо-

зиции к условиям различного производства и обеспечивает всевозможные

требования различных технологических процессов литья. Разработка реа-

лизована в технологии производства отливок «защитного кожуха». Задача

состояла в замене массивной стальной детали сельскохазяйственного агре-

гата более легким, но прочным аналогом. Предложено использовать тра-

диционные алюминиевые сплавы, армированные стальным сердечником,

что обеспечивает прочность и надежность конструкции детали соизмери-

мой по этим показателям со стальной деталью. В процессе реализации

проекта возникла проблема, состоящая в регулярном образовании трещин

или быстром разрушении детали в процессе эксплуатации. Трещины в от-

91

ливке или разрушения в детали возникали в местах сочленения тонкостен-

ных и толстостенных частей конструкции. Отливка изготавливалась по

технологии литья в песчаные формы, непосредственно форма по ПГС-

процессу или альфасет-процессу, а стержни по амин-процессу или из

ЖСС. Установили, что причиной дефектов являлась низкая податливость

литейных стержней, для ее устранения был разработан состав смеси на ос-

нове модифицированных технических лигносульфонатов с повышенными

прочностными свойствами[5]. Это позволило полностью устранить воз-

никшую проблему. Указанный состав включал 2,8-3,8 массовых частей

связующего, формовка осуществлялась вручную (опытное производство),

отверждение производилось тремя способами: тепловой сушкой, продув-

кой горячим воздухом (120-160 0С), холодным отверждением. Последнее

требует катализатора – отвердителя, в качестве которых выступают высо-

кореакционные химические вещества, которые являются токсинами по

своей природе. Следует особо отметить факт безопасности труда, и акцен-

тировать внимание на том, что традиционно и массово использующийся в

литейном производстве амин-процесс несет огромную потенциальную

угрозу. Амины, использующиеся в нем в качестве катализаторов, поража-

ют нервную систему, вызывают нарушения проницаемости стенок крове-

носных сосудов и клеточных мембран, функций печени и развитие дис-

трофии, в отдельных случаях вызывают образование метгемоглобина,

угнетающего центральную нервную систему. Действие веществ этой

группы способно вызвать рак мочевого пузыря у человека. Несмотря на

это, феномен амин-процесса, его массовое применение, основано на хоро-

шо продуманном алгоритме осуществления процесса, реализованном в

технологическом оборудовании. Процесс отработан и «одет в железо», по-

видимому перспектива развития и широкого применения новых литейных

связующих на биополимерной основе будет во многом определяться ма-

шинным оснащением процессов формообразования литейных форм и

стержней.

Таким образом, применение литых композиционных материалов

позволило произвести замену массивной стальной детали, ее аналогом, но

на основе алюминиевого композиционного материала.

Получаемые композиции по экологическим показателям превосходят

все связующие материалы, производство которых основано на углеводород-

ном сырье. В основе всех получаемых, по предлагаемой разработке, компо-

зиций лежит лигнин - природный биополимер, не выделяющий токсинов.

Выводы. Такие показатели эффективности дают предпосылки для

постепенного вытеснения из технологических процессов дорогостоящих и

92

экологически опасных связующих материалов (синтетических смол), и явля-

ются адекватным инновационным техническим решением для производства

литых композиционных материалов.

Разработка реализована для технологии изготовления стержней при

производстве армированных отливок из алюминиевых сплавов, имеющих со-

членения тонких и массивных стенок, в узлах которых образовывались дефек-

ты (газовые раковины и трещины), что обуславливало не возможность произ-

водства качественных отливок.

Литература

1. Экология литейного производства: Учеб. пособие для вузов / Под ред.

А.Н. Болдина, С.С. Жуковского, А.Н. Поддубного, А.И. Яковлева, В.Л. Крохо-

тина: - Брянск: Изд-во БГТУ, 2001. 315 с.

2. Инженерная экология литейного производства : Учебное пособие / [А.

Н. Болдин, А. И. Яковлев, С. Д. Тепляков] ; под общ. ред. А.Н. Болдина. М.:

Машиностроение, 2010. 352 с.

3. Литейные связующие в массовом производстве: каталог / [Суворов Б.

Л., Оглоблина Р. И., Коравоев Е.С. и др.] – Свердловск: ВНИИОТ ВЦСПС, –

1987. – 36 с.

4. Шинский О. И. Экология, техника и экономика литейного производ-

ства Украины / Шинский О. И. // 3-ий Международный промышленный инве-

стиционный форум: инвестиционный бюллетень - Запорожье: изд. Торгово-

промышленная палата, 2012 г. - 34-36 с.

5. Діагностика безпеки розвитку потенціалу підприємства: монографія /

О.В. Родіонов, Ю.С. Свинороєв та ін. – Луганськ: Вид-во «Ноулідж», 2012. –

292 с.

6. Свинороев Ю. А. Применение высокоэнергетической механической

обработки технических лигносульфонатов для повышения показателей их ка-

чества / Свинороев Ю. А., Гутько Ю. И. // Литейное производство: технологии,

материалы, оборудование, экономика и экология: международная научно-

практическая конференция выставка, 19-21.11.12: материалы. – К.: ФТИМС

НАН Украины. 2012. - С. 245-246.

7. Илларионов И.Е. Стрельников И.А. о применении техногенных от-

ходов в литейном производстве / Вестник МГТУ им. Г.И. Носова. Т.14. № 4,

с. 36-40.

93

ПЕРСПЕКТИВЫ ПОЛУЧЕНИЯ ЛИТЫХ КОМПОЗИТОВ

СИСТЕМЫ АЛЮМИНИЙ – КАРБИД КРЕМНИЯ

Чибирнова Ю.В., Равочкин А.С.

Рыбинский государственный авиационный технический университет

им. П. А. Соловьева, г. Рыбинск

Во многих отраслях промышленности, в частности авиационной, ав-

томобильной, космической требуются новые материалы, сочетающие в се-

бе низкую плотность и высокие механические и эксплуатационные свой-

ства. Такими материалами, отвечающими современным требованиям про-

мышленности являются композиционные материалы. Одним из перспек-

тивных композиционных материалов является сплав системы Al – SiC, ко-

торый обладает рядом уникальных свойств: низкая плотность, низкий ко-

эффициент линейного расширения, низкий коэффициент трения, высокая

износостойкость, высокие электро- и теплопроводность. В связи с этим он

находит свое применение в различных отраслях промышленности как в

машиностроение (с содержанием SiC от 5 %), так и радиоприборостроении

(с наполнением SiC 30 – 70 %).

Методы получения композиционных материалов обладают рядом

существенных недостатков: многооперационность процессов производ-

ства упрочняющих порошков, необходимость тщательной подготовки их

перед синтезом композитов, трудности ввода порошковых материалов в

жидкий расплав в следствие необходимости обеспечения смачиваемости

порошков расплавом, неравномерность распределения порошков в мат-

ричном расплаве, трудности в пропитке спеченной преформы жидким рас-

плавом с получением адгезионных связей между карбидным каркасом и

матричным расплавом.

Процесс создания композиционного материала системы Al-SiC в

практике литейного производства практически не используется в виду от-

сутствия теоретического обоснования получения упрочняющих частиц за

счет химических реакций внутри расплава. Однако его применение в ли-

тейной технологии может создать новые эффекты по повышению качества

литья.

Для решения данной проблемы было предложено получение SiC

непосредственно в жидком алюминиево-кремниевом расплаве за счет его

обработки углеродсодержащими газами. В качестве газов были рассмотре-

94

ны СО2, СН4, С2Н6, С3Н8. Рассматривались реакции взаимодействия вы-

бранных углеродсодержащих газов с Al и Si с образованием Al4C3 и SiC.

Возможность образования карбидов оценивалась с помощью энергии Гиб-

бса на 1 моль газа в интервале температур 950 – 1600 К. Расчет энергии

Гибсса проводился по упрощенному методу без учета температурной зави-

симости теплоемкости, что достаточно для поставленной задачи. Также

были рассмотрены химическое сродство Al и Si к кислороду и углероду. В

результате расчетов было установлено:

1. В случае использования углеводородов термодинамически воз-

можно образование карбидов Si и Al. В случае обработки расплава СН4 и

С2Н6 значения энергии Гибсса для реакций взаимодействия с Si и Al имеет

практически одинаковые значения, максимальная разница составляет

25 кДж/моль, что, учитывая избыток алюминия в расплаве, будет способ-

ствовать одноверменному образованию как SiC, так и Al4C3. Наиболее от-

рицательные значения получены для реакции взаимодействия Si с C3H8 с

образованием SiC, что обеспечит наибольший выход реакции, а следова-

тельно, массу выделившегося SiC. Реакция взаимодействия Al с С3Н8 име-

ет менее отрицательные значения энергии Гиббса, разница составляет от

290 до 340 кДж/моль газа, следовательно, при обработке расплава пропа-

ном преимущественно будет протекать процесс образования SiC. Энергия

Гиббса имеет нисходящий характер, следовательно, с повышением темпе-

ратуры происходит увеличение количества SiC. Таким образом, для обра-

зования карбидных включений рациональней использовать пропана. Одна-

ко, при высоких температурах возможно протекание реакции взаимодей-

ствия между алюминиевой основой и SiC, что может приводить к обмен-

ной реакции и образования Al4C3, а также образования сложных карбидов.

2. Для СО2 были рассмотрены реакции карбидообразования и окис-

ления Al и Si с выделением свободных кислорода и углерода соответ-

ственно. Энергии Гиббса реакций образования карбидов имеют положи-

тельные значения во всем интервале температур, причем прямые практи-

чески параллельны оси абсцисс, что говорит о термодинамической невоз-

можности образования карбидов по данной реакции. Реакция окисления Al

имеет наиболее отрицательные значения энергии Гиббса, что свидетель-

ствует о преимущественном окислении Al с выделением свободного С.

Выделяющийся С способен взаимодействовать с Al и Si с образованием

соответствующих карбидов. Энергии Гиббса для обеих реакций образова-

ния карбидов при взаимодействии со свободным С имеют отрицательные

95

значения. Учитывая высокое сродство алюминия к кислороду, термодина-

мически активнее будет происходить процесс образования карбида крем-

ния.

Таким образом, в ходе термодинамического анализа установлена

принципиальная возможность образования карбидов Si в расплаве при

воздействии углеродсодержащих газов. Для экспериментального исследо-

вания возможности образования карбидов была разработана эксперимен-

тальная установка обработки алюминиево-кремниевого расплава газами

СО2 и С3Н8.

Для введения газа в жидкий металл использовался активатор, пред-

ставляющий собой трубку из нержавеющей стали, покрытую окисью цин-

ка, с пятью отверстиями диаметром 0,5 мм. Активатор погружался в тигель

на глубину 150 мм. В ходе процесса вся ванна металла проходила обработ-

ку струей всплывающих пузырьков газа. Расход газа регулировался с по-

мощью давления подачи газа с целью исключения выбросов металла.

Обработка СО2 проводилась на доэвтектическом, эвтектическом

заэвтектическом сплавах. Каждый сплав обрабатывался газом в течение

10 минут, через каждые две минуты отливались образцы. Для полученных

образцов был проведен металлографический анализ, определена плот-

ность, твердость и микротвердость сплава.

Металлографическое исследование до- и эвтектического сплавов не

выявило появления новых фаз. В заэвтектическом сплаве кроме матрицы и

кристаллов кремния было обнаружено появление новой фазы в виде иго-

лок, предположительно карбидов кремния. Также отмечено измельчение

зерна кремния от 90-120 до 40-50 мкм. Для установления новой фазы был

проведен рентгеноструктурный анализ образцов в дифрактометре ДРОН, в

котором применена схема фокусировки по Брэггу-Брентано, позволяющая

вращение образца в собственной плоскости. Рентгенограммы доэвтектиче-

ского и эвтектического сплава не показали образования новой фазы, в

заэвтектическом сплаве появились новые фазы, в частности, карбиды

кремния.

Обработка С3Н8 проводилась только для заэвтектического сплава.

При достижении установленной температуры в печи, произвели выдержку

металла в течение 30 минут, извлекли тигель, размешали расплав, сняли

шлак и залили исходный образец без продувки. Газ подавали под давлени-

ем 0,3 атм. Перед погружением активатора в расплав газ поджигали. Отбор

образцов проводили через 1, 5 и 10 минут. Для полученных образцов про-

96

водили металлографическое и рентгеноструктурное исследования. В об-

разце, взятом через 1 минуту, новой фазы не обнаружено, отмечается

уменьшения размера кристаллов Si 30-150 мкм по сравнению с необрабо-

танным образцом (50-200 мкм, форма угловатая с резким очертанием), ча-

стицы кремния приобретают более компактную шаровидную форму. В об-

разце, взятом через 5минут, наряду с α – фазой, эвтектикой и кристаллами

Si обнаруживается новая фаза – SiC в виде игольчатых включений. В об-

разце, взятом через 10 минут, отмечается рост карбидных включений.

Таким образом, в ходе проведенного исследования установлена воз-

можность получения карбидов кремния при продувке заэвтектических

алюминиево-кремниевых сплавов углекислым газом и пропаном.

97

ИССЛЕДОВАНИЕ СВОЙСТВ ОБОЛОЧКОВЫХ ФОРМ

ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ЛИТЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ СПЛАВОВ

Куликов В.Ю.1, Квон Св.С.1, Еремин Е.Н.2, Ковалёва Т.В.2 1Карагандинский государственный технический университет,

г. Караганда, Казахстан 2Омский государственный технический университет, г. Омск

Известно, что на формирование структуры литых композиционных

сплавов формируется оказывают влияние физико-химические, конструк-

тивные и технологические факторы.

К технологическим факторам относят помимо собственно выплавки

сплава и его разливки, относится изготовление литейной формы. Способ

получения отливки в первую очередь влияет на шероховатость и размер-

ную точность поверхности отливок. Изготовление литых композиционных

сплавов традиционно производится в песчано-глинистые формы (ПГФ).

Такая технология имеет как достоинства (относительно низкая стоимость),

так и недостатки (высокая шероховатость, значительное пылевыделение

при выбивке форм, передвижении отработанной смеси, низкая газопрони-

цаемость ПГФ из-за присутствия глины и влаги, вероятность брака по вине

формы). В итоге необходимо искать качественно новые способы изготов-

ления отливок.

В то же время оболочковые формы со смолой в качестве связующего

могут использоваться при получении отливок широкой номенклатуры от

0,2 до 300 кг при толщине стенок 3…18 мм из самых различных сплавов.

Литьё в оболочковые формы обеспечивает большую геометрическую точ-

ность, что зачастую исключает необходимость механической обработки.

Также они обладают высокой прочностью и газопроницаемостью, не впи-

тывают влагу, не склонны к осыпаемости и сопротивлению усадке, засты-

вающего металла.

Увеличение числа контактов между частицами смеси при возраста-

нии плотности их упаковки обусловлено влиянием давления прессовой

плиты, которую прилагают к формовочной смеси для уплотнения. Внеш-

няя нагрузка необходима для преодоления сил аутогезии и трения, которые

препятствуют перераспределению частиц в более плотную упаковку. Чем

сильнее требуется уплотнить материал, тем больше должна быть величина

прессования.

98

Увеличение давления дает возможность немного повысить плот-

ность упаковки частиц. Процесс перераспределения частичек смеси, опре-

деляемый действием определяется как трением, так и значением сил ауто-

гезии. Таким образом, при воздействии внешнего давления изменяются как

прочностные характеристики каждого отдельного контакта, так и количе-

ство и упаковка формовочной смеси. Они определяются физико-

химическими свойствами материала частиц, а также от их формы и разме-

ра [1-3].

Одними из основных стадий, определяющих макроструктуру песча-

но-смоляной формы, является прессование смеси и спекание оболочки. На

данных стадиях формируются такие свойства огнеупора, как пористость и

плотность формы, которые во многом определяют такие важнейшие экс-

плуатационные свойства, как механическая прочность, термоустойчивость

и шероховатость поверхности. Пористость оболочки является одним из

основных параметров структуры формы, т.к. определяет его газопроница-

емость. Если исходить из этих соображений, пористость огнеупора должна

быть максимальной. Однако очевидно, что при очень высокой пористости

оболочки падает ее прочность. Поэтому необходимо достигать оптималь-

ной пористости, которая обеспечивала бы с одной стороны, достаточную

прочность, с другой – позволила бы обеспечить технологически требуе-

мую газопроницаемость. Для выбора оптимальных режимов изготовления

оболочковых форм необходимо исследовать влияние режимов технологии

на пористую структуру формы.

Для изготовления оболочковой формы и получения в ней отливки

важным представляется возможность определения математической зави-

симости газопроницаемости от условий прессования.

Известно, что газопроницаемость пористых материалов можно опре-

делять по формуле, основанной на законе фильтрации Дарси (1):

pF

hQК

, (1)

где К – газопроницаемость;

Q – объем воздуха, проходящего за время τ через образец с поперечным

сечением F и высотой h при перепаде давлений ∆p.

Также известно, что газопроницаемость формовочных смесей может быть

определена как [4]

К=

)1(96

22

m

Sd

, (2)

где d – диаметр зерна;

99

S – площадь просвета между частицами в смесях;

m – пористость ПСС;

η – динамическая вязкость газа.

Приравниваем (1) и (2):

pF

hQ

=

)1(96

22

m

Sd

.

Находим S=

pFd

mhQ2

)1(96

.

Определим пористость (3):

mpFSd

hQ

1

19622

. (3)

В итоге имеем (4):

hQ

pFSdm

961

22

. (4)

Было проведено сравнение расчета пористости по полученной зави-

симости и практической кривой в зависимости от диаметра зерна (рис. 1).

Данные параметры пористой структуры можно получить только с

помощью метода ртутной порометрии [5]. Исследования проводили на

ртутном порозиметре системы PASCAL-400, который позволяет регистри-

ровать поры радиусом до 2 нм. Кроме того, данная система позволяет

определять характер распределения пор по размерам, что является очень

важным показателем при данном исследовании. Порограмма приведена на

рис. 2.

0

5

10

15

20

25

30

35

40

45

0,16 0,2 0,315

Диаметр зерна, мм

По

ри

сто

сть

фо

рм

ы,

%

Теория

Эксперимент

Рис. 1. Зависимость пористости песчано-смоляной формы

от величины давления на форму

100

Рис. 2. Распределение пор в оболочковой форме, полученной при вариативном давле-

нии

Определено, что применение нестационарного давления приводит к

увеличению доли пор радиуса 1000 нм до 58%, однако дальнейшее увели-

чение давления приводит к снижению общей пористости.

Также исследована зависимость газопроницаемости от времени и

температуры спекания (рис. 3, 4).

Рис. 3. Зависимость газопроницаемости формы от времени

спекания: 1 – эксперимент; 2 – расчет

101

Рис. 4. Зависимость газопроницаемости формы от температуры спекания: 1 – экспери-

мент; 2 – расчет

Очевидно, что продолжительное время спекания (более 100 секунд)

и высокая температура спекания (более 350 0С) приводит к снижению га-

зопроницаемости. Хотя, при данных режимах происходит выгорание смо-

лы и, казалось, газопроницаемость должна увеличиваться, но, вероятно,

при это происходит осыпание и растрескивание частичек песка, что в итоге

засоряет поры и усложняет выход газам из формы.

Также очевидно, что время спекания формы более 90 секунд приво-

дит к выгоранию смолы и разупрочнению, менее 80 секунд при температу-

ре 330 0С также формируются непрочные оболочки, что может привести к

их разрушению при заливке вследствие гидравлического удара, что приве-

дет к ряду видов брака, таких как засор, залив и т.п.

Такая же зависимость наблюдается и при изучении влияния времени

спекания на шероховатость формы (рис. 5). Отсюда можно сделать вывод

об оптимальной продолжительности времени спекания (порядка 80-100 се-

кунд).

Также рассмотрена зависимость шероховатости поверхности отлив-

ки от шероховатости оболочки, изготовленной по новой технологии. Ис-

следования показали, что разница между этими поверхностями составляет

30 – 60 мкм (табл. 1). Большая шероховатость в полости литниковой си-

стемы обусловлена наличием в ней шлаков.

102

Рис. 5. Зависимость шероховатости формы от времени спекания:

1 – эксперимент; 2 – расчет

Таблица 1. Определение шероховатости в разных местах формы и отливки

Место расположения размера Шероховатость

формы, мкм

Шероховатость

отливки, мкм

В центре полости отливки 65 97

На периферии полости отливки 73 115

В полости литниковой системы 71 136

Таким образом, технологический процесс выглядит следующим

образом: после перемешивания песчано-смоляная смесь засыпалась в

бункер машины. После производили опрокидывание бункера со смесью на

нагретую до 230 0С модельную плиту с моделями отливок. При этом

одновременно через плиту подавалось давление 0,25 МПа. Через 10 секунд

давление (при переходе слоя смолы близ отлтивки в жидкое состояние)

повысили до 0,35 МПа. А еще через 10 секунд температуру нагрева

повысили до 0,35 МПа, а температуру до 260 0С. При этом формировалась

оболочковая форма толщиной 10-12 мм. После этого формы спекались в

течение 2 минут при температуре 320-340 0С.

По приведенной технологии были изготовлены на ТОО «КМЗ им.

Пархоменко» формы для отливок деталей отопительного оборудования и в

них отлиты заготовки.

Полученные отливки показали низкую шероховатость и отсутствие

открытой пористости.

103

Анализ, проведённый с использованием модулей программы Thix-

omet Pro, показал наличие мелкозернистой структуры (рис. 6).

Рис. 6. Мелкозернистая структура образца:

а – балл зерна; б – микроструктура сплава, ×500

На данном этапе исследовано влияния температурного режима и ре-

жима прессования на свойства оболочковой формы и ее влияние на струк-

туру литых композиционных сплавов.

Литература

1. Исагулов А.З., Куликов В.Ю., Ковалёва Т.В., Щербакова Е.П. О рео-

логических свойствах песчано-смоляных форм // Литейное произ-

водство. 2015. № 2. С. 15-17.

2. Куликов В.Ю., Исагулов А.З., Еремин Е.Н., Ковалёва Т.В. Повыше-

ние равномерности плотности и увеличение прочности оболочковой

формы // Литейное производство. 2018. № 3. С. 27-29.

3. Исагулов А.З., Куликов В.Ю., Еремин Е.Н., Ковалёва Т.В., Щербако-

ва Т.В. Влияние давления на прочность оболочковых форм // Литей-

ное производство. 2017. № 5. С. 23-25.

4. Гуляев Б.Б., Корнюшкин О.А., Кузин А.В. Формовочные процессы. –

Л.: Машиностроение, 1987. – 264 с.

5. Куликов В.Ю., Квон С.С., Ковалева Т.В., Еремин Е.Н. Исследования

влияния режимов прессования на параметры пористой структуры

формы // Литейщик России. 2018. № 8. С. 9-14.

104

О ПРОБЛЕМЕ ВЫБОРА КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

ДЛЯ ЗАДАННЫХ УСЛОВИЙ ЭКСПЛУАТАЦИИ

Картонова Л.В.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

В настоящее время нет единой методики выбора оптимального ком-

позиционного материала. При выборе композита, как и при выборе метал-

лического и неметаллического материала, следует руководствоваться не-

которыми общими положениями, которые могут быть сформулированы

следующим образом: материал можно считать выбранным правильно, если

он наилучшим образом отвечает трем основным требованиям: эксплуата-

ционной надежности, технологичности и экономичности [1].

При определении эксплуатационной надежности необходимо уста-

новить конструктивно-эксплуатационные требования. Способность мате-

риалов удовлетворять комплексу этих требований выявляется при анализе

физико-механических свойств композитов.

Как известно, композиционные материалы являются неоднородными

(гетерогенными) системами, которые состоят из двух и более фаз (компо-

нентов). При этом каждый из компонентов сохраняет свои свойства.

Один из компонентов (матрица) создает целостный материал, кото-

рый армируется другим компонентом. Следует понимать, что для компо-

зиционных материалов характерны следующие особенности: состав мате-

риала и форма компонентов определены заранее; а компоненты присут-

ствуют в количествах, необходимых для обеспечения требуемых свойств.

В качестве материала матрицы чаще всего используются металлы и

их сплавы, неорганические и органические полимеры, керамика. Требова-

ния к материалам матрицы и упрочняющей фазы определяются в результа-

те анализа физико-механических свойств, а также показателей термодина-

мической и термомеханической совместимости компонентов.

Требования к материалу матрицы волокнистых композиционных ма-

териалов можно сформулировать в обобщенном виде следующим образом:

монолитность композита;

фиксация формы изделия и взаимного расположения армирую-

щих волокон;

105

возможность распределения действующего напряжения равно-

мерно на армирующие волокна;

возможность перераспределения действующего напряжения в

случае разрушения части волокна;

обеспечение возможности эксплуатации изделия в заданном тем-

пературном диапазоне.

Вышеизложенные требования можно отнести к эксплуатационным

требованиям, связанными с физико-химическими и механическими свой-

ствами матричного материала, которые обеспечивают работоспособность

композиции в условиях эксплуатации конкретного изделия. Механические

свойства матрицы должны определять взаимодействие с армирующим

компонентом при различных видах нагрузки. Прочностные свойства мате-

риала матрицы приобретают первоочередное значение при сдвиговых и

циклических нагрузках. Матричный материал также определяет техноло-

гию изготовления изделия и возможность получения изделия заданных

размеров и формы. Кроме этого, следует иметь в виду, что именно природа

матрицы определяет значение рабочих температур и среду эксплуатации

композиционного материала.

В качестве армирующих (усиливающих) компонентов, как правило,

используют тонкодисперсные порошкообразные частицы и различной

природы волокнистые материалы. При этом очень важно соблюдать опре-

деленную геометрию расположения компонентов композита. Следует от-

метить, что дисперсно-упрочненных композитах оптимальным считается

содержание дисперсной фазы около 2-4%, тогда как в материалах с волок-

нистой композиционной структурой объемная доля высокопрочных воло-

кон в пластичной матрице может достигать 75%.

Однако при выборе композиционного материала недостаточно знать

свойства отдельных компонентов, необходимо также знать физическую,

химическую, механическую совместимость компонентов, установить со-

отношение свойств между матрицей и армирующими элемента, прочность

связи между ними, которыми определяется механическое поведение ком-

позита. Основная сложность заключается в обеспечении образования

прочных связей между материалом матрицы и армирующих компонентов.

Одной из отличительных особенностей волокнистых композитов,

ограничивающей их применение, является анизотропия свойств, которая

обуславливается особенностями внутреннего строения.

106

В табл. 1 представлены свойства некоторых металломатричных ком-

позиционных материалов.

Таблица 1. Свойства некоторых металломатричных композиционных

материалов

Матрица Армирующий

наполнитель

Плот-

ность,

г/см3

Е,

ГПа

σв,

МПа

Тmax, оС

Алюминие-

вая

Углеродное

волокно 2,1-2,3 360/35 850/70 500

Борное волок-

но 2,6 250/140 1800/330 540

Оксид алю-

миния (Al2O3) 3,4 260/140 1200 –

Карбид крем-

ния (SiC) 2,85-2,9 230/140 1600/350 300

Магниевая Углеродное

волокно 1,9-1,95 352 825 300-320

Борное волок-

но 2,15 150 550

Оксид алю-

миния (Al2O3) 2,5-2,9 210 530

Титановая Борное волок-

но 3,3-3,5 230 1500/550 650

Карбид крем-

ния (SiC) 3,8-4,0 250/200 1720/650 700

B·SiC 3,7-3,9 290/200 1400/550 –

Никелевая Вольфрамовая

проволока 12,5 265 830 –

Молибденовая

проволока 9,3 235 700 –

Примечание: В числителе значения прочностных свойств в продольном

направлении, в знаменателе – в поперечном.

В настоящей статье освещена проблема выбора композиционного

материала. Особый интерес представляют не только металломатричные

107

композиты, но и армированные пластики, поэтому важным является опре-

деление критериев выбора таких материалов.

Литература

1. Картонова Л.В. О проблеме рационального выбора материала //

Литые материалы и ресурсосберегающие технологии: сб. тр.

науч.-техн. конф., посвящ. 50-летию каф. «Литейные процессы и

конструкционные материалы». 9 – 12 дек. 2013 г., Владимир / под

общ. ред. д-ра техн. наук, проф. В.А. Кечина; Владим. гос. ун-т

им. А. Г. и Н. Г. Столетовых; Владим. регион. отд. Рос. ассоц. ли-

тейщиков; Владим. регион. отд. Рос. акад. естеств. наук. – Влади-

мир: Изд-во ВлГУ, 2014. – с. 157-161.

108

СОВРЕМЕННОЕ СОСТОЯНИЕ СТАНДАРТИЗАЦИИ

В ОБЛАСТИ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

Картонова Л.В., Прусов Е.С.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Стандартизация является инструментом государственной техниче-

ской политики, который регламентирует деятельность по установлению

правил и характеристик в целях их добровольного многократного исполь-

зования для упорядочения в сферах производства и обращения продукции

и повышения конкурентоспособности.

В настоящее время применение нормативных документов в области

технического регулирования, не включенные в перечень обязательных,

имеет добровольный характер.

Композиционные материалы – это относительно новые материалы,

разнообразные по составу, свойствам, технологии изготовления и областям

применения. Признанным лидером по производству изделий из компози-

тов является Соединенные Штаты Америки. Далее идут Германия, Фран-

ция, Италия, Великобритания. Рынок производства композитов в России

устойчиво развивается, однако при отдельных достижениях в целом отече-

ственное производство уступает США и Западу в качестве, техническом

оснащении и объемам производства, а также внедрению таких материалов

в различные отрасли.

Одной из причин этого положения являются трудности стандартиза-

ции. Поэтому необходимо создание нормативно-технической документа-

ции и справочной базы композитной отрасли.

Стандартизация призвана не только обеспечить развитие добросо-

вестной конкурентоспособной продукции, а также выпуск высокотехноло-

гической продукции и устранение технических барьеров в торговле.

Как известно, в России формирование начальных стандартов в обла-

сти композиционных началось материалов началось с 2008 года. Стандар-

том-пионером является ГОСТ Р53201-2008 «Трубы стеклопластики и фи-

тинги», который регламентировал параметры и размеры, требования без-

опасности и охраны окружающей среды, методы контроля, правила при-

емки, указания по транспортировке и хранению, монтажу, эксплуатации,

перечень дефектов поверхности труб.

109

Необходимость развития производства композитов, как инновацион-

ных и высокотехнологичных материалов, определяется на государствен-

ном уровне (Распоряжение Правительства РФ от 24 июля 2013 г. № 1307-р

О плане мероприятий («дорожная карта») «Развитие отрасли производства

композитных материалов»). Движение по формированию начальных стан-

дартов получило государственную поддержку. В рамках реализации по-

ставленных Правительством задач разрабатывают актуальные комплекс-

ные программы, создаются рабочие группы, привлекаются к работе произ-

водители. Целью такой работы является нормативно-техническое обеспе-

чение развития композитной отрасли.

Работа направлена на создание основополагающих стандартов; стан-

дартов на исходные материалы и полуфабрикаты для производства компо-

зитов; стандарты на методы испытания композиционных материалов и из-

делий из них; общих технических условий и требований на композиты и

изделия из них; своды правил.

Однако, к сожалению, на данный момент в Российской Федерации не

существует документа, в котором собрана вся нормативно-техническая до-

кументация, касающаяся производства композиционных материалов, в

частности стандартов, регламентирующих испытания композитов. Также

необходим статистический учет в области композиционных материалов.

В работе следует использовать зарубежный опыт, например, стан-

дарты ASTM International (American Society for Testing and Materials) –

американская международная добровольная организация, которая разраба-

тывает и издает стандарты для материалов, продуктов, систем и услуг.

Огромный перечень ASTM стандартов позволяет оценить прочностные и

эксплуатационные свойства широчайшего ассортимента продукции компо-

зитной национальной отрасли.

Следует особо отметить, что при разработке нормативно-правой до-

кументации для формирования доказательной базы технических регламен-

тов Таможенного Союза необходимо создание межгосударственных стан-

дартов, согласованных с международными (ISO) и региональными стан-

дартами (EN, ASTM, API, ACI и т.п.).

Продолжение работ в данной области будет способствовать продви-

жению изделий из композиционных материалов на российском и государ-

ственном рынке.

110

КОМПОЗИТ ДЛЯ НАПОЛЬНОГО ПОКРЫТИЯ

НА ПОЛИВИНИЛХЛОРИДНОЙ МАТРИЦЕ С ЗЕРНИСТЫМ

ЗАПОЛНИТЕЛЕМ

Христофоров А.И., Ворончагин М. А., Христофорова И.А.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Высоконаполненный композит относится к классу строительных ма-

териалов и может быть использован в качестве конструкционного отде-

лочного материала.

Имеет следующие достоинства:

- Высокую прочность и ударную вязкость;

- Экологичность (покрытие не выделяет вредных веществ, а процесс

получения данного покрытия представляет собой утилизацию отходов ли-

стового зеркального стекла)

- Привлекательный внешний вид (разнообразие форм и расцветок

тротуарной плитки позволяют с легкостью реализовать любое дизайнер-

ское решение по благоустройству или ландшафту территории);

- Высокая износостойкость и морозостойкость (тротуарная плитка

может прослужить, в качестве напольного покрытия, более 30 лет, в усло-

виях, как теплого, так и холодного климата);

- Относительно невысокая стоимость

Исходным сырьем для получения высоконаполненного композита

являются:

- связующие - смесь термопластов: поливинилхлорида и полистиро-

ла;

- заполнитель - бой стекла;

- пластификатор - бутилбензилфталат (ББФ).

В таблице 1 представлены свойства различных видов конструкцион-

ных и отделочных материалов.

111

Таблица 1. Характеристика различных видов тротуарной плитки

Свойства Зернистый

композит на

основе по-

лиэтилена

Бетонная

вибропрес-

сованный

композит

Бетонная

вибролит-

ный ком-

позит

Зернистый

композит

на основе

поливинил-

хлорида

Прочность при

сжатии, σсж,

МПа

18 40 – 50 40 23

Морозостой-

кость, циклы Более 500 400 300 Более 1000

Массовое водо-

поглощение, % 0,15 4,5 6,5 0,5

Средняя плот-

ность, ρ, кг/м3 1800 2350 2400 1700

Среднеквадратичная ошибка эксперимента составила не более 3% от

номинала.

Как видно из представленных данных композит на основе ПВХ по

своим характеристикам превосходит зернистый композит на основе поли-

этилена по удельной прочности (σсж/ρ) в 1,4 раза, удельная прочность ПВХ –

композита находится на уровне бетонного вибропрессованного композита

и бетонного вибролитного композита, но при этом морозостойкость пре-

вышает в 4 - 5 раз морозостойкость этих бетонов, а водопоглощение сни-

жается в 9 – 13 раз. ПВХ – композит обладает высокой химической и био-

лого – ферментной стойкостью (при натурных испытаниях в течение 1 го-

да эксплуатации в отходах свиноводческого производства снижение проч-

ности привело к 3 – 4%, тогда как другие композиты разрушались при экс-

плуатации при аналогичных условиях в течение 3 – 6 месяцев). ПВХ –

композит имеет высокую масло- и бензостойкость, негорючесть, сравни-

тельно высокую адгезию. Использование в композиции полистирола в

определенном количестве уменьшает водопоглощение плитки, а также

увеличивает ее прочность.

Введение в композицию стеклобоя увеличивает прочность компози-

ции и химическую стойкость [2]. Выбор данного наполнителя повысит фи-

зико-химические показатели, а также позволит утилизировать производ-

ства стеклоизделий.

112

Выбор пластификатора сделан исходя из хорошей диффузии пласти-

фикатора к связующему. ББФ хорошо взаимодействует как с поливинил-

хлоридом, так и с другими компонентами.

Выбор пигмента, производится исходя из требования потребителя

[3].

Технологический процесс получения тротуарных плиток состоит из

следующих стадий:

- прием, транспортирование и хранение сырья;

- взвешивание материала;

- смешение веществ;

- таблетирование;

- горячее прессование – формование изделия;

- механическая обработка и контроль изделий;

- дробление отходов;

Прием, транспортирование и хранение сырья

Технологический процесс получения тротуарной плитки начинается

с привоза сырья грузовым транспортом и смоловозом. Смоловоз оснащен

шлангом, подсоединяемым к трубопроводу. Под действием воздушных по-

токов создаваемым циклонами, материал попадает в бункер. Во избежание

попадания материала в иной бункер, перекрывают вентили всех бункеров,

кроме того в который идет загрузка материала. Данный тип транспорти-

ровки распространяется на поливинилхлорид, полистирол, стеклобой ли-

стового стекла. Бутилбензилфталат и пигмент привозятся на склад сырья.

Со склада сырья бутилбензилфталат отвозят погрузчиком к позиции, где с

помощью насоса закачивают жидкость в емкость.

Дозирование материала

Со склада сырья пигмент перемещают к позиции, где происходит

взвешивание. Полистирол, поливинилхлорид и стеклобой листового стекла

из бункеров взвешиваются, при помощи дозатора и попадают в шнековый

конвейер, где происходит предварительное смешения материала и пере-

мещение его к позиции. Бутилбензилфталат под действием насоса по тру-

бопроводу переносится на смешение.

Смешивание сырья

Смешение производится дезинтегратором смешения, устройство ко-

торого представляет собой перемещение двух роторов с установленными

на них пальцами навстречу друг другу. Материал, подлежащий измельче-

нию и смешиванию, через патрубок загрузки поступает в центральную

113

часть одного из роторов-корзин (закрытую корзину). Частицы материала,

коснувшись пальцев первого от центра ротора ряда, получают соответ-

ствующую этому ряду скорость и под действием центробежной силы вы-

брасываются с траектории первого ряда пальцев. Имея одно направление с

вектором скорости пальца, от которого частицы получили удар, они пере-

секают траекторию второго ряда пальцев, движущегося в противополож-

ном направлении. Получив удар от пальцев второго ряда, частицы отска-

кивают от них, меняют вектор скорости и выбрасываются с траектории

второго ряда пальцев дальше, пересекая траекторию третьего ряда. Такое

переменно-противоположное движение частиц материала и, соответствен-

но, их смешивание продолжается до тех пор, пока продукт не будет выне-

сен из камеры помола дезинтегратора воздушным потоком.

Таблетирование

Таблетирование осуществляется при комнатной температуре поме-

щения в съемных или стационарных одноместных пресс-формах при дав-

лении на материал 10 МПа, контроль которого осуществляется с помощью

манометра пресса.

Смешанное сырье, при помощи скребкового конвейера, переносится

к холодному гидравлическому прессу, с установленным на нем дозатором.

Из дозатора материал попадает на матрицу пресс – формы. Ходом травер-

сы вниз к пресс-порошку прикладывается давление в 10 МПа с выдержкой

10-35 с. По окончании выдержки размыкают и ходом выталкивателя вверх

таблетка извлекается из пресс-формы.

Горячее прессование

Из гидравлического пресса аппаратчиком таблетки отправляются на

прессование к гидравлическому прессу. Таблетку помещают в матрицы

пресс - формы. При прессовании материал нагревают до температуры в

165 и прикладывают давление до 150 тонн. Данные давления и темпера-

туры поддерживаются в пресс – форме до окончания процесса прессования

(30 мин.), после процесса прессования изделие охлаждается в пресс форме

до комнатной температуры, после чего изделие извлекается из пресс-

формы.

Механическая обработка и контроль.

В результате процесса прессования образуются облои. Отпрессован-

ные изделия проходят стадию контроля механической обработки, где про-

исходит удаление облоя, а также проходит испытание отобранных образ-

цов.

114

Облой, получившийся в результате процесса прессования, и плитки,

не прошедшие контроль, отправляются на дробление к позиции, где после

дробления материал засыпают в мешки, взвешивают на весах и отправля-

ют на склад сырья.

Готовую тротуарную плитку погрузчиком доставляют на склад гото-

вой продукции.

Хранение тротуарной плитки происходит на поддонах.

Таким образом, для промышленного производства разработан новый

композит для напольного покрытия на ПВХ – матрице с зернистым запол-

нителем.

Литература

1. ГОСТ 17608-2017 Плиты бетонные тротуарные. Технические усло-

вия (с Поправкой) [Текст]. – Введ. 2018-03-01. - М.: Стандартин-

форм, 2017. – 20 стр.

2. Ли Д.С., Христофоров А.И., Христофорова И.А. Исследование проч-

ности высоконаполненного композита на основе ПВХ. // VIII между-

народная студенческая электронная научная конференция «Студен-

ческий форум - 2016». http://www.scienceforum.ru/2016/pdf/22794.pdf

3. Горячева В.А. Полимербетоны на основе поливинилхлорида, моди-

фицированного силановыми добавками [Текст]/ В.А. Горячева, И.А.

Христофорова, А.И. Христофоров // Строительство и реконструкция

№5(73).- г. Орел.- 2017.- С. 102- 107.

115

РЕГЕНЕРАЦИЯ ПОЛИМЕРНЫХ МАТЕРИАЛОВ

И КОМПОЗИТОВ НА ИХ ОСНОВЕ

Сухоруков Д.В., Крещик А.А.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Применение пластиков для изготовления модельной оснастки имеет

ряд преимуществ: сокращение сроков изготовления модельной оснастки;

снижение стоимости модельных комплектов; снижение трудоемкости;

экономия дефицитных цветных металлов и сплавов; повышение износо-

стойкости, не уступающей стальным моделям; высокая ремонтопригод-

ность; хорошая химическая стойкость; точность; стабильность размеров и

конфигурации модели в течение длительного срока службы; минимальное

усилие съема при формовке; благодаря уникальным антифрикционным и

против адгезионным свойствам пластиков, практически исключается необ-

ходимость использования разделительных покрытий как при формовке

песчано-глинистых смесей, так и при изготовлении форм и стержней из

холодно твердеющих смесей; неограниченный срок хранения модельных

комплектов благодаря инертности полимерных материалов к условиям

окружающей среды; однородность структуры материала, возможность из-

готовления монолитной полиуретановой оснастки; возможность быстрого

тиражирования модельной оснастки; широкая гамма применяемых матери-

алов с различными физико-механическими свойствами и ценой; любые га-

бариты [1-3].

В качестве материалов применяемых для изготовления пластмассо-

вых модельных комплектов используют: модельные составы на основе

эпоксидных смол (содержат смолы, пластификатор, отвердитель и напол-

нитель); эпоксидные компаунды для модельных комплектов (делятся на

заливочные, пропиточные, облицовочные и наполнительные); модельные

составы на основе акриловых самотвердеющих пластмасс получают сме-

шением порошкообразных и жидких компонентов; полиуретановые ком-

паунды; пасты, мастики.

Пластиковые модели хорошо обрабатываются металлорежущими и

шлифовальными инструментами. Однако рабочие поверхности литых мо-

делей не рекомендуется подвергать механической обработке с целью со-

хранения плотного поверхностного слоя.

116

Недостатками пластмассовых моделей являются: хрупкость и ток-

сичность, низкая износостойкость, низкая теплостойкость, ползучесть,

старение под действием температуры и влажности.

Изготовление пластиковых моделей можно осуществлять различны-

ми способами, наиболее широкое применение нашли: способ непосред-

ственной заливки в форму (расплавление пластмассы, и наполнительные

компаунды); процесс механической обработки на токарных и фрезерных

станках и процесс послойного затвердевания с использованием 3-D прин-

теров.

При механической обработка пластиковых изделий, в отход в виде

стружки уходит до 50% массы, что от общего количества пластика исполь-

зуемого для модельной оснастки в России составляет до 500 млн. рублей в

год.

В настоящее время существует несколько методов обработки и пере-

работки полимерных отходов:

1. Прессование;

2. Сжигание;

3. Деполимеризация (разложение) полимеров

а) Термическое разложение (пиролиз);

б) Химическое разложение (растворение в химических реагентах).

Прессование служит для уменьшения объема отхода, который после

вывозится на полигон твердых отходов. Для этого все отходы собираются,

сортируются по виду полимера и прессуются в специальных машинах под

высоким давлением.

Сжигание применяется весьма часто. С теоретической точки зрения,

утилизация отходов ПУ методом его сжигания возможна, так как ПУ до-

вольно быстро разрушаются при термической обработке, а точнее – горят

при нагреве в пламени горелки без плавления с выделением коптящего

пламени. При сжигании в атмосферу будут выделяться такие вещества как

оксид серы и оксид углерода, циановодород и другие цианиды, что нега-

тивным образом влияет на окружающую среду и здоровье человека. В ре-

зультате горения ПУ, как и другие полимеры, образуют сажу, которая вме-

сте с продуктами окисления попадает в атмосферу [4].

Метод пиролиза основан на деструкции полимера без взаимодей-

ствия с воздухом. Пиролиз можно назвать термической деполимеризацией

вещества. Загруженный в закрытый реактор полимер подвергается терми-

ческой обработке. Под действием высоких температур происходит разрыв

117

связей, содержащих кислород и его высвобождение. Тем самым происхо-

дит медленная деструкция полимера при помощи внутренних кислородных

резервов полимера. Данный метод весьма энергозатратный, зато он не тре-

бует тщательной обработки материала перед загрузкой в реактор. Другим

минусом этого метода является образование эфирных смол, которые оса-

ждаются на газоотводах ректора. Тем самым, метод пиролиза Полиурета-

новых материалов возможен с теоретической точки зрения, но затрудните-

лен на практике. Он имеет ряд недостатков главный из которых - большие

энергозатраты [5].

Метод химического разложения полимеров является самым распро-

страненным на сегодняшний день. Основа этого метода утилизации за-

ключаются в том, что процесс разложения полимеров осуществляют в

низших спиртах-растворителях (С1-С3), находящихся в сверхкритическом

состоянии, таких как: сверхкритический метиловый спирт, сверхкритиче-

ский этиловый спирт, сверхкритический пропиловый спирт, сверхкритиче-

ский изопропиловый спирт, в области давлений 100-270 атм и при темпе-

ратурах 200-260 °С в реакторе закрытого типа - автоклаве с перемешива-

нием.

Технический результат - деполимеризация и превращение отходов

полимерных материалов в гомогенные жидкие соединения с высокой сте-

пенью конверсии за малые времена контакта.

Полученные в результате деполимеризации отходов полимерных ма-

териалов гомогенные жидкие соединения могут быть использованы как

высококалорийное топливо для применения в энергетических установках и

служить альтернативными источниками энергии, точно так же можно ис-

пользовать газовые составляющие, полученные в ходе протекания реакций

разложения, в качестве исходных компонентов получения химических реа-

гентов, таких как полимочевина [4-5].

Таким образом, методы сжигания и термической деструкции невоз-

можно применить. Сжигание полимерных материалов крайне негативно

влияет на окружающую среду и здоровье человека, к тому же не дает воз-

можности вернуть материал обратно в производство. Методы термической

и химической деструкции невозможны в лабораторных условиях, требуют

больших затрат ресурсов и материалов.

Наиболее важные методы химической переработки полиуретановых

отходов, разработанные до сих пор является реакция полимеризации, ко-

торая представляет собой гликолиз и гидролиз [6].

118

Основная масса существующих методов переработки отходов поли-

мерных материалов направлена на утилизацию, или на получение изделий

бытового назначения. Работа направлена на разработку технологии полу-

чения сырья для изготовления модельной оснастки из переработанных ма-

териалов.

Рис. 1. Зависимость коэффициента растворения от доли растворителя для образцов из

модельного пластика RAKU-TOOL WB-1404

Рис. 2. Зависимость коэффициента растворения от доли растворителя

для образцов из модельного пластика RAKU-TOOL МB-0720

119

Рис. 3. Зависимость коэффициента растворения от доли растворителя для образцов

из модельного пластика RAKU-TOOL WB-1000

На данном этапе были проведены исследования растворимости отхо-

дов полимерных материалов. Согласно полученным данным, был сделан

вывод, что растворение в обычных условиях не протекает ни в одном рас-

творителе, поскольку коэффициент растворения крайне мал. Можно отме-

тить, что наибольшее взаимодействие исходных материалов происходит с

такими растворителями как толуол, ксилол, уксусная и азотная кислоты.

При этом некоторые образцы претерпевают растворение в толуоле и ук-

сусной кислоте и заметно набухает в азотной кислоте. Можно выдвинуть

предположение, что взаимодействие образцов с толуолом возникает вслед-

ствие того, что толуол является основой для компонента В исходного по-

лиуретана. Взаимодействие же с кислотами вполне оправдано для поли-

уретанов с неразветвленной структурой.

Литература

1. Cristina Prisacariu. Polyurethane Elastomers. From Morphology to Me-

chanical Aspects [Электронное издание]. – Springer: Verlag/Wien. –

2011 – 280 с. — ISBN 978-3-7091-0513-9.

120

2. Свиридов Е.Б., Дубовый В.К.. Книга о полимерах. Свойства и при-

менение, история и сегодняшний день материалов на основе высо-

комолекулярных соединений. – 2-е изд., испр. и доп. [Электронное

издание] – Архангельск: САФУ, 2016. – 392 с. – ISBN 978-5-261-

01096-8.

3. Деменок Д. В. Исследование литьевого полиуретанового эластомера

ЭЛАСТ-203Т.// Электронное научное издание «Ученые заметки

ТОГУ» 2013, Том 4, № 1, С. 1 – 8.

4. Базунов М.В., Прочухан Ю.А. Способы утилизации отходов полиме-

ров. Вестник Башкирского университета №4, том 3 – 2008. – с. 18-21.

5. Рахимов М.А., Рахимова Г.М., Иманов Е.М. Проблемы утилизации

полимерных отходов. Журнал Фундаментальные исследования. -

2014. - №8(часть 2) – с.331-334.

6. Райт П., Камминг А. Полиуретановые эластомеры. Перевод с англ.

Апухтиной Л.П. – М.: Химия, 1973. – 304 с.

121

ИССЛЕДОВАНИЕ УСАДКИ ЛИТЫХ ПОЛИМЕРНЫХ

КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

Сухоруков Д.В., Крещик А.А.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

В технологическом, потребительском и экономическом планах

наиболее эффективными конструкционными материалами являются поли-

меры, имеющие ряд неоспоримых преимуществ в сравнении с металлами.

Производство полимеров менее энерго- и материалоемко, и с меньшими

затратами позволяет получать изделия. Они обладают хорошими эксплуа-

тационными свойствами: коррозионной стойкостью, малой плотностью,

большой разнообразностью видов и свойств [1,2].

Полимеры (пластики) в литейном производстве используют в каче-

стве материала для изготовления модельно-стержневой оснастки. Они

применяются для многосерийного производства, так как они по качеству

превосходят оснастку, изготовленную из дерева, но уступают по качеству

изготовленной из алюминия, стали [3].

Этот материал удобен при производстве оснастки, так как его можно

склеивать специальными клеями, для получения необходимой конфигура-

ции заготовки, из которой в дальнейшем получиться модель, стержневой

ящик. Обрабатывается на станках с ЧПУ без особых проблем, сколов не

происходит. По цене они гораздо дороже дерева, но в готовом изделии по-

лучаются дешевле металла. Стержневые ящики, предназначенные для из-

готовления стержней на машинных автоматах не целесообразно изготав-

ливать из пластика, так как они будут недолговечны.

Пластиковая модельная оснастка является промежуточным направ-

лением между деревянной и металлической, выигрывая в соотношении

«скорость изготовления / стоимость». Пластмассовые модели имеют вы-

сокую механическую прочность и точность, не подвергаются короблению,

разбуханию, усушке, коррозии. При изготовлении модельной оснастки

широко применяют пластмассы на основе эпоксидных смол и полиурета-

новых эластомеров. Формовочные уклоны, точность и шероховатость по-

верхности пластмассовых модельных комплектов должны соответствовать

требованиям к модельным комплектам, изготовленным из алюминиевых

сплавов.

122

В современной химической промышленности производится огром-

ное количество видов полимеров, которые предназначены для производ-

ства литейной оснастки, в форме пасты, заливочного состава или плиты

стандартного размера. Подобные материалы очень удобно использовать –

они обладают однородной структурой и высокими эксплуатационными ха-

рактеристиками. Некоторые модельные полиуретаны превосходят по изно-

состойкости алюминиевые сплавы и могут выдерживать более 100 000

съёмов. В прочем, стоимость их достаточно велика - от 300 до 5000 рублей

за 1 кг. Изготовление литейной оснастки из пластика выгодно для произ-

водства крупных серий отливок на предприятиях, обладающих современ-

ным формовочным оборудованием, где возможность повреждения дорого-

стоящей оснастки из-за «человеческого фактора» сведена к минимуму [4].

Одним из распространенных направлений изготовления оснастки,

является метод литья. Литая модельная оснастка обладает рядом неоспо-

римых преимуществ перед фрезерованной: при соблюдении технологий, ее

поверхность всегда чище, она обладает более высокими механическими и

антифрикционными свойствами, не имеет швов, мест склейки и прочее.

Однако, при всех указанных преимуществах, литая полимерная

оснастка обладает также и особенностью, которой невозможно пренебре-

гать: реакция полимеризации проходит с высокой экзотермией, и скорость

полимеризации, а также структура и свойства полученного пластика

напрямую зависит от массово-габаритных характеристик получаемых из-

делий, а также времени полимеризации, и, соответственно возможного

времени извлечения изделий.

В работе показаны результаты исследований усадки литых полимер-

ных композиционных материалов, разработанных на кафедре «Технологии

функциональных и конструкционных материалов» совместно с ООО

«НПО «ИнЛитТех».

При проведении исследований, были изготовлены формы для залив-

ки исследуемых композиций. Форма представляла собой параллелепипед,

выполненный из полиуретана RAKU-TOOL WB 1404 с полостью в виде

параллелепипеда и двутавра, по аналогии с формой для определения усад-

ки по методу Бочвара [5]. Составы исследуемых полимеров различались

скоростью полимеризации, что было достигнуто путем введения катализа-

тора.

123

Анализируя полученные данные видно, что усадка полимера нерав-

номерна в различных сечениях изделий, что обусловлено различной экзо-

термией в этих сечениях. Указанные данные необходимо учитывать при

проектировании и изготовлении оснастки.

Литература

1. Крыжановский В.К. Производство изделий из полимерных материа-

лов [Текст] / В.К.Крыжановский [и др.]. - СПб.: Профессия, 2004. —

464 с.

124

2. Cristina Prisacariu. Polyurethane Elastomers. From Morphology to Me-

chanical Aspects [Электронное издание]. – Springer: Verlag/Wien. –

2011 – 280 с. — ISBN 978-3-7091-0513-9.

3. Свиридов Е.Б., Дубовый В.К.. Книга о полимерах. Свойства и при-

менение, история и сегодняшний день материалов на основе высо-

комолекулярных соединений. – 2-е изд., испр. и доп. [Электронное

издание] / Архангельск: САФУ, 2016. – 392 с. – ISBN 978-5-261-

01096-8.

4. Деменок Д. В. Исследование литьевого полиуретанового эластомера

ЭЛАСТ-203Т.// Электронное научное издание «Ученые заметки

ТОГУ» 2013, Том 4, № 1, С. 1 – 8.

5. Тазетдинов Р.Г. Физико-химические основы технологических про-

цессов производства и обработки конструкционных материалов.

Учебное пособие. — 2-е изд., доп. и испр. — М.: Инфра-М, 2014. —

400 с. — ISBN 978-5-16-008967-6.

125

ПОРИСТЫЕ КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ:

ХАРАКТЕРИСТИКА, ОБЛАСТИ ПРИМЕНЕНИЯ И МЕТОДЫ

ПОЛУЧЕНИЯ

Киреев А.В.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Пористые металлические материалы нашли широкое применение в

различных отраслях промышленности. Прежде всего это связано с широ-

ким спектром свойств, которыми обладают эти материалы: низкая плот-

ность, фильтрующая способность, низкая тепло и шумопроницаемость,

высокая прочность и демпфирующие характеристики, магнитострикцион-

ные характеристики и др. Пористость металлических материалов варьиру-

ется в пределах 1 – 97 %.

В настоящее время известны разноплановые методы получения по-

ристых металлических материалов (рис. 1). Для получения литого метал-

лического материала – пористой пены применяются вспенивание, пропит-

ка и заливка выплавляемого наполнителя [1-3]. Метод вспенивания метал-

ла включает применение газообразующего реагента (например, гидрид ме-

талла), добавляемого к расплавленному металлу. Разложение вспениваю-

щего агента создает газ, который расширяется и создает пену металла. Та-

кой метод позволяет получать металлическую пену с пористостью 60-97%,

с закрытыми порами. Однако, к недостаткам такого метода относится вы-

сокая вязкость материала и неравномерность полученной пористости в

объеме материала.

Рис. 1. Классификация методов синтеза пористых металлических

материалов

126

Метод пропитки включает заливку металла в плотно упакованный

сыпучий материал (наполнитель). Таким методом получают губчатую

структуру материала с пористостью ~ 70%. Материал наполнителя должен

быть растворим, но теплостойким, например, хлорид натрия, стеклянные

сферы, полые сферы корунда и т.п. Существует разновидность этого мето-

да - замешивание гранулированных материалов в расплав.

Метод заливки выплавляемого наполнителя предполагает использо-

вание органического наполнителя, заполненного неорганическим жидким

материалом, например гипсом. Сжигание органического наполнителя при-

водит к получению пористого неорганического материала. Этот материал

используется в качестве формы для заливки металла. В последствии неор-

ганическая матрица удаляется. Этим методом получают изделия из чистых

металлов и сплавов на основе меди, алюминия, свинца, олова и цинка. По-

ристость металлического материала, полученного таким методом, достига-

ет 95%. Получаемые поры открытые.

Также широко применяются для получения пористых металлических

материалов порошковая и волокнистая металлургия. Порошок для спека-

ния или рассыпчатую пудру засыпают в форму с последующим нагревом.

Спекание осуществляется путем формирования контактов между зернами.

Получают металлические материалы с пористостью 40-60%. В технологи-

ях может применяться наполнитель или газообразующие реагенты, разру-

шаемые или испаряемые в процессе спекания. По этому варианту можно

получать материал с пористостью до 90%. По методу волокнистой метал-

лургии получают пористый материал спеканием металлических волокон.

Полученный материал имеет пористость до 95 %, а также высокую проч-

ность и пластичность.

Метод газоэвтектического превращения основан на насыщении рас-

плавленного металла газом: обогащение расплава водородом, для дости-

жения эвтектической композиции; затвердевание расплава, в результате

чего насыщенный расплав распадается на твердую и газовую фазы. Выде-

лившийся газ в затвердевающем металле не успевает выйти из тела заго-

товки. Пористость в получаемом материале достигает 70%, с размером пор

от 10 мкм до 10 мм.

Последние разработки в области пористых металлических материа-

лов свидетельствуют о получении «самой прочной металлической пены в

мире» [4]. Пористый материал может сжиматься до 80 % своего размера

под действием веса и сохранять первоначальную форму после снятия

127

нагрузки. Новая металлическая пена уникальна благодаря однородности

ячеек и их стенок. Именно это придает ей прочность и эластичность, необ-

ходимую для сжатия без деформации.

Представляет интерес новый сплав, полученный в виде поликристал-

лического материала с "магнитной памятью формы" [5]. Этот сплав полу-

чен путем заливки расплава в форму из соли алюмината натрия, имеющего

внутри поры. Алюминат натрия растворяют с помощью кислоты, и там,

где были заполненные им фрагменты, образуются большие поры. Этот ма-

териал подвергали различным испытаниям, в частности, вращающимся

магнитным полем. После 10 млн. оборотов в магнитном поле материал со-

хранял свои способности к упругой деформации, что делает его вполне

пригодным для использования в различных системах магнитного привода.

Наибольший интерес к пористому алюминию проявляют автомоби-

лестроители. При изготовлении кузова используются трехслойные алюми-

ниевые листы с алюминиевой пеной [1]. Низкая масса подобной конструк-

ции уменьшает расход топлива. Кузов на 50 % легче соответствующего

стального практически при 10 кратном увеличении прочности. Трехмер-

ные многослойные структуры усиливают жесткость рамы. Из них можно

изготавливать также детали корпуса – от дверец до сложной группы эле-

ментов днища. Такие детали очень легкие и имеют жесткость в 15 раз вы-

ше, чем обычные листовые конструкции. Алюминиевые пористые матери-

алы применяются в демпфирующих системах, для изготовления пористых

электродов, звукопоглощающих материалов, фильтров, изоляционных ма-

териалов, теплообменников, строительных материалов, электромагнитного

экранирования, мембран и поддержек мембран.

В отличие от сотовой конструкции алюминиевого материала пори-

стый алюминий изотропен и может противостоять удару под любым уг-

лом. Применение технологии производства пеномагния фильтрацией через

гранулы водорастворимых солей позволяет получать изделия пористостью

55-75 %, плотностью 0,7-0,9 г/см3, с пределом прочности при сжатии 5-10

МПа [6]. У пеномагния высокие демпфирующие свойства, а его коэффици-

ент упругой и вязкой деформации в 2 - 5 раз меньше, чем у пористого

алюминия.

Новые разработки пористых металлических материалов позволяют

расширить и найти новые ниши применения этих материалов.

128

Литература

1. Хохлов М.А., Ищенко Д.А. Конструкционные сверхлегкие пористые

материалы (обзор) // Автоматическая сварка – 2015. – 3-4. – С. 60–65.

2. Металлическая пена [Электронный ресурс: http://msd.

com.ua/pena/metallicheskaya-pena].

3. Крушенко Г.Г. Некоторые технологии получения пенометаллов из

металлических расплавов и их применение // Технология металлов. –

2013. – № 10. – C. 11–16.

4. Богданова А. Металл будущего станет пористым [Электронный ре-

сурс: www.equipnet.ru/articles/metall/ metall_556.html].

5. Создан пористый металл с эффектом памяти, 2007 [Электронный ре-

сурс: http://vkurse.ua/technology/metall-s-effektom-pamyati.html].

6. Ковтунов А.И., Хохлов Ю.Ю., Новский И.В. Перспективы использо-

вания магния для производства пеноматериалов // Металлургия ма-

шиностроения. – 2013. – № 4. – С. 9–11.

129

ТЕРМОДИНАМИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ МЕЖФАЗНЫХ

РЕАКЦИЙ В СИСТЕМЕ Al-Mg-Si-Ti

Крещик А.А., Ткач Д.А., Прусов Е.С.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Система Al-Mg-Si достаточно широко изучена, так как является ба-

зовой для многих промышленных алюминиевых сплавов, применяемых в

автомобильной и аэрокосмической отрасли. Алюмоматричные композици-

онные материалы, армированные частицами Mg2Si, имеют значительные

эксплуатационные преимущества по сравнению с традиционными алюми-

ниевыми сплавами, в частности, обладают высокими трибологическими

характеристиками и технологичностью в процессах плавки и литья.

В работе [1] показано, что в псевдобинарной системе Al-Mg2Si псев-

доэвтектика формируется при 13,9% фазы Mg2Si. В заэвтектических спла-

вах Al-Mg2Si сначала происходит первичная кристаллизация частиц Mg2Si,

а затем формируется двойная эвтектика (Al+Mg2Si). Вместе с тем, в обыч-

ных условиях плавки кристаллы фазы Mg2Si, как правило, имеют доста-

точно крупные размеры и неблагоприятную морфологию, что приводит к

недостаточному уровню механических свойств литых изделий. Для управ-

ления структурно-морфологическими характеристиками композитов Al-

Mg2Si опробованы многие технологические решения, такие как высоко-

скоростная кристаллизация расплавов, температурно-временная обработка,

ввод модифицирующих добавок и др. [2-4].

Альтернативным подходом является создание многофазных компо-

зиционных материалов на основе системы Al-Mg-Si-Ti. Как было показано

ранее, армирующими фазами в таких материалах служат частицы Mg2Si и

Al3Ti [5]. Для прогнозирования процессов фазообразования при получении

композитов на основе системы Al-Mg-Si-Ti в различных условиях целесо-

образно провести термодинамический анализ процессов взаимодействия

компонентов. Расчетные данные о межфазном взаимодействии в рассмат-

риваемой системе позволят целенаправленно управлять формированием

микроструктуры получаемых композиционных материалов в процессах за-

твердевания.

В соответствии с законом Гесса, изменение энтальпии может быть

подсчитано как разность между суммой тепловых эффектов образования

130

конечных продуктов и суммой тепловых эффектов образования исходных

веществ с учетом стехиометрических коэффициентов участников реакции:

i

исхTfi

i

конTfiT HHH1

0

,

1

0

,

0 ,

где i – стехиометрические коэффициенты участников реакции;

i

конTfi H1

0

,,

i

исхTfi H1

0

, – суммы стандартных тепловых эффектов

образования конечных и исходных веществ реакции, соответственно; 0

,TfH – тепловой эффект образования вещества из простых веществ при

температуре Т.

Температурная зависимость изменения теплоемкости в ходе химиче-

ской реакции при постоянном давлении в общем случае выражается сле-

дующим образом: 2320 /' TcdTcTbTaс p

Некоторые члены уравнения зависимости изменения теплоемкости от тем-

пературы в ряде случаев могут отсутствовать. Так, для органических ве-

ществ эта зависимость выражается уравнением 320 dTcTbTaс p

,

для неорганических веществ 20 /' TcbTaс p

,

где a, b, c, d и c’ – эмпирические коэффициенты, приводимые в справочни-

ках или компьютерных базах данных.

Для получения зависимости энтальпии реакции от температуры ис-

пользуем закон Кирхгофа в интегральном выражении:

2

1

12

000

T

T

pTT dTcHH

В качестве критерия, позволяющего решить вопрос о направлении

протекания реакции, используется знак изменения изобарно-

изотермического потенциала системы ΔG (свободная энергия Гиббса) и

величина константы равновесия реакции. Расчетная форма уравнения для

определения изобарно-изотермического потенциала, полученная М.И.

Темкиным и Л.А. Шварцманом, имеет следующий вид:

131

)( 22221100298

298

McMcMcMcST

H

T

G T

где H0298 – изменение энтальпии при реакции;

S0298 – изменение энтропии системы в стандартных условиях;

c0, c1, c2, c-2 – изменения коэффициентов теплоемкостей реагирую-

щих веществ;

М0, М1, М2 и М-2 – температурные функции.

Данная методика предусматривает расчет изменения свободной

энергии Гиббса при условии, что система не претерпевает фазовых пре-

вращений.

По изложенной методике для системы Al-Mg-Si-Ti были рассчитаны

термодинамические параметры образования следующих веществ в диапа-

зоне температур 298-1800 К: AlTi; Al3Ti; Al2TiO5; Al6Si2O13; Al4Mg2Si5O18;

Mg2Si; MgTiO3; MgTi2O5; Mg2TiO4; Mg2SiO4; SiTi; Si2Ti; Si3Ti5. При этом

учитывалась возможность взаимодействия компонентов материала с кис-

лородом в процессе плавки. Результаты расчетов показаны на рис. 1 и 2.

Рис. 1. Температурные зависимости изобарно-изотермических потенциалов реакций

взаимодействия в системе Al-Mg-Si-Ti

132

Рис. 2. Температурные зависимости энтальпий реакций взаимодействия в системе

Al-Mg-Si-Ti

Для веществ MgTiO3; MgTi2O5; Mg2TiO4 вблизи температуры 1100 К

на графике зависимости изменения свободной энергии Гиббса наблюдает-

ся перегиб, что связано с температурным интервалом существования окси-

да магния в конденсированном состоянии; данное вещество при нагреве

свыше 1100 К испаряется. Для Mg2SiO4 энергия Гиббса расходуется на

кристаллизацию кремнезема при температуре 848-1100 К с последующим

испарением оксида магния и снижением запаса свободной энергии. Для

реакций с получением SiTi; Si2Ti; Si3Ti5 принимается взаимодействие ато-

марного кремния и диоксида титана (во многих источниках и кремний, и

титан атомарные, реакция идет без образования кремнезема), энергия Гиб-

бса для этих веществ тоже будет иметь точку перегиба свыше температур

1100 К. Из представленных зависимостей видно, что формирование целе-

вых фаз Mg2Si и Al3Ti является наиболее термодинамически благоприят-

ным в рассматриваемых условиях.

Таким образом, вычислительный термодинамический подход может

быть использован при разработке новых композиционных материалов для

прогнозирования результатов межфазного взаимодействия при различных

условиях.

133

Литература

1. J. Zhang, Z. Fan, Y.Q. Wang, B.L. Zhou. Mater Sci Technol, 17 (2001),

pp. 494-496.

2. M.F. Ourfali, I. Todd, H. Jones. Metall Mater Trans A, 36 (2005), pp.

1368-1371.

3. Q.D. Qin, Y.G. Zhao, Y.H. Liang, W. Zhou. J Alloys Compd, 399 (2005),

pp. 106-109.

4. M. Emamy, R. Khorshidi, A. Honarbakhsh Raouf. Mater Sci Eng A, 528

(2011), pp. 4337-4342.

5. E. Prusov, V. Deev, E. Rakhuba. Mat. Today Proc., 11 (2019), pp. 386-

391.

134

ЖИДКОТЕКУЧЕСТЬ МЕТАЛЛОМАТРИЧНЫХ КОМПОЗИТОВ

Прусов Е.С., Шаршин В.Н.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Возможность практического использования композиционных спла-

вов для изготовления фасонных отливок во многом определяется их ли-

тейными свойствами. Так, жидкотекучесть металлов и сплавов обусловли-

вается их вязкостью и поверхностным натяжением, которые, в свою оче-

редь, зависят от химического состава и температуры заливки сплавов. Фи-

зическая природа жидкотекучести композиционных сплавов более сложна

и зависит от многих факторов, которые могут быть связаны со свойствами

и строением отдельных компонентов сплавов в жидком состоянии (т.е. ви-

дом и составом композиционного сплава, теплоемкостью, теплопроводно-

стью, особенностями кристаллизации и т.д.). Как правило, жидкотекучесть

композиционных сплавов понижается с увеличением объемной доли арми-

рующих частиц и уменьшением их размеров. Вязкость жидкости, содер-

жащей взвешенные частицы, принято рассматривать как функцию от про-

центного содержания присутствующих дисперсных частиц, и в общем слу-

чае вязкость повышается с увеличением объемной доли частиц [1]:

pVk 10

,

где и 0 – значения динамической вязкости композиционного и неарми-

рованного расплавов, соответственно, Па·с; Vp – объемная доля армирую-

щих частиц; k = 2,5 для сферических частиц. Последнее выражение извест-

но как уравнение Эйнштейна для вязкости суспензий и дает хорошие ре-

зультаты только в области низких концентраций дисперсных частиц.

Зависимость вязкости расплава от содержания дисперсных частиц в

области средних и высоких концентраций имеет более сложный характер:

2

0 05,105,21 pp VV .

В работе [2] предложена следующая зависимость для прогнозной

оценки жидкотекучести композиционных сплавов:

TWCWCHTTh

aL ppmmpm

m

ppmm

1

2 0 ,

135

где L – жидкотекучесть, , , C, H, W – плотность, объемная доля, удельная

теплоемкость, скрытая теплота и массовая доля матричного сплава (m) и

армирующих частиц (p), соответственно; a – радиус канала, – скорость

движения расплава, h – коэффициент теплопередачи на границе контакта

металл-форма, T – перегрев расплава, Tm – температура плавления мат-

ричного металла, T0 – температура литейной формы. Приведенная зависи-

мость показывает, что на жидкотекучесть композиционного расплава

наряду с объемной долей армирующих частиц также оказывают влияние

их теплофизические характеристики и плотность. Уравнение дает удовле-

творительные результаты лишь при оценочных расчетах жидкотекучести

двухкомпонентных композиционных сплавов, армированных экзогенными

частицами. При этом не учитывается влияние следующих факторов на

жидкотекучесть композитов: осаждение и сегрегация частиц, а также по-

степенное затвердевание при потоке композитов в каналах; оттеснение ча-

стиц движущимся фронтом кристаллизации при течении композитов в ка-

налах; газовые пузыри и оксидные пленки в композитном расплаве; хими-

ческое взаимодействие между частицами и матричным металлом; размер,

форма и площадь поверхности частиц; вязкость композиционной суспен-

зии.

Для феноменологического описания механизмов формирования

жидкотекучести композиционных материалов необходимо проанализиро-

вать воздействующие факторы. Известно, что все факторы, определяющие

жидкотекучесть металлического расплава, в общем случае можно разде-

лить на металлургические, такие как химический состав, уровень перегре-

ва, скрытая теплота кристаллизации, вязкость, поверхностное натяжение, и

литейные, такие как конфигурация отливки, скорость охлаждения, матери-

ал формы, характеристики ее поверхности и т.д. Для металломатричных

композитов дополнительно следует учитывать факторы, относящиеся к

присутствующим армирующим компонентам, такие как дисперсность,

форма, объемная доля и др. По экспериментальным данным [3], жидкоте-

кучесть композитов уменьшается с уменьшением размеров армирующих

частиц при одинаковом значении их объемной доли, что объясняется уве-

личением общей площади поверхности частиц и возрастанием сопротив-

ления потоку жидкости.

Морфологические характеристики армирующих частиц также будут

оказывать влияние на жидкотекучесть композиционного расплава, при

136

этом увеличение степени отклонения от идеальной сферической формы

частиц будет приводить к большему падению жидкотекучести при задан-

ных значениях температуры и объемной доли частиц. Кроме того, по-

скольку распределение армирующих частиц в расплаве не является иде-

ально равномерным, эффекты агломерации частиц могут быть причиной

уменьшения жидкотекучести композитов.

Присутствие армирующих частиц в композиционных материалах из-

меняет механизм кристаллизации расплава и затвердевания отливки.

Предположительно, невысокие объемные доли частиц в алюминиевых

сплавах не будут сопровождаться значимым изменением времени затвер-

девания в сравнении с неармированным состоянием, что можно объяснить

компенсирующим эффектом за счет уменьшения общего количества теп-

лоты, рассеиваемой вследствие снижения эффективной теплопроводности

композиционных суспензий. При высоком объемном содержании армиру-

ющей фазы вводимые частицы могут влиять на общее время затвердевания

в значительной степени.

Литература

1. Chawla K.K. Composite Materials: Science and Engineering. – Spring-

er Science+Business Media, 3rd ed., New York, 2013, XXIII. – 542 p.

2. F.M. Yarandi, P.K. Rohatgi, S. Ray. JMEPEG. 1993. Vol. 2. p. 359-

364.

3. D. Nath, P.K. Rohatgi, J. Mater. Sci. 16 (4) (1981) p. 983.

137

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И ФАЗОВОГО СОСТАВА

ЛИТЫХ АЛЮМОМАТРИЧНЫХ НАНОКОМПОЗИТОВ

Прусов Е.С., Панфилов А.А., Ткач Д.А., Драницын Д.И.

Владимирский государственный университет

им. А.Г. и Н.Г. Столетовых, г. Владимир

Использование наночастиц в качестве армирующей фазы при полу-

чении алюмоматричных композиционных материалов позволяет суще-

ственно повысить конструкционные свойства и функциональные характе-

ристики изделий, причем не только в сравнении с традиционно применяе-

мыми материалами, но и с металломатричными композитами, армирован-

ными микроразмерными частицами [1]. Однако ввод экзогенных наноча-

стиц в алюминиевые расплавы сопряжен со значительными технологиче-

скими трудностями, обусловленными их коагуляцией и плохой смачивае-

мостью жидкими металлами [2]. По этим причинам для получения нано-

структурированных композиционных материалов малоэффективно исполь-

зовать традиционные жидкофазные методы, применяемые для получения

композитов с микроразмерными частицами (механическое замешивание

частиц в расплав при помощи импеллера, ввод в струе инертного газа и др.

[3]). Одним из путей решения проблемы получения алюмоматричных

нанокомпозитов является ввод экзогенных наночастиц в металлические

расплавы в составе предварительно механоактивированной и брикетиро-

ванной смеси реакционно-активных порошков-прекурсоров (метод жид-

кофазного реакционного синтеза [4]).

При определении температурно-временных параметров жидкофазно-

го реакционного синтеза проведена серия экспериментов по получению

алюмоматричных нанокомпозитов при температурах от 700 до 950°С с вы-

держкой в жидком состоянии от 5 до 60 мин и последующей разливкой в

изложницы из материалов с различными теплофизическими характеристи-

ками для варьирования скорости охлаждения при кристаллизации. Уста-

новлено, что ввод порошковых брикетов при температурах от 700 до 850°С

не обеспечивает полного протекания реакций синтеза эндогенных арми-

рующих фаз с требуемым экзотермическим эффектом. Необходимый уро-

138

вень смачивания экзогенных наночастиц при этом не достигается; получа-

емые материалы имеют очень неоднородную структуру с крупными агло-

мератами частиц TiB2 и Al3Ti, а на дне тигля после слива металла обнару-

живаются остатки непрореагировавшей порошковой шихты. В этой связи

минимальная температура, необходимая для усвоения композиционного

брикета и достаточная для протекания реакций межфазного взаимодей-

ствия с достаточной интенсивностью, составляет 850°С. Дальнейшее уве-

личение температуры до 950°С практически не отражается на характере

протекания реакций между компонентами. Для материалов системы Al-Ti-

B-Al2O3(нано) рекомендуемое время выдержки при этой температуре состав-

ляет 25…35 мин. Разливка сплава до истечения указанного времени вы-

держки нежелательна, поскольку при этом в структуре материала могут

присутствовать непрореагировавшие фрагменты порошковых брикетов.

Увеличение длительности выдержки композиционного расплава до раз-

ливки способствует более глубокому реакционному взаимодействию ис-

ходных компонентов, однако может привести к росту эндогенных фаз до

крупных размеров и изменению их морфологии на неблагоприятную, что в

конечном итоге будет оказывать негативное влияние на свойства готового

композита.

Сопоставительный металлографический анализ литых образцов

алюмоматричных композиционных материалов составов А99 + 5Ti + 1B и

А99 + 5Ti + 1B + 0,25Al2O3 свидетельствует об уменьшении средних раз-

меров интерметаллидных соединений Al3Ti при добавлении наночастиц с

20-30 мкм до 5-8 мкм и изменении их морфологии на более округлую и

компактную. В образцах материалов системы Al-Ti-B без экзогенных на-

ночастиц большая часть фазы TiB2 наблюдается по границам зерен твердо-

го раствора в виде мелких «цепочек» и представлена полногранными кри-

сталлами с размерами 2-5 мкм и отдельными агломератами размером до 30

мкм. Повышение скорости охлаждения (использование медной изложни-

цы) приводит к измельчению первичных кристаллов Al3Ti; при этом на

размеры частиц TiB2 увеличение скорости охлаждения практически не ока-

зывало влияния. На многих участках структуры обнаруживались сросшие-

ся частицы и скопления алюминидов титана, достигающие 150-200 мкм, а

139

также в некоторых случаях иглообразные выделения фазы Al3Ti размерами

до 250 мкм.

Добавление экзогенных наночастиц способствовало измельчению

размеров интерметаллидных соединений до 5-8 мкм и изменению их мор-

фологии на более компактную (в структуре образцов отмечено полное ис-

чезновение игольчатых включений), а также более равномерному распре-

делению армирующих фаз за счет разрушения агломератов; при этом син-

тезируемые частицы TiB2 имели размеры 1-3 мкм. Вследствие высокой се-

диментационной устойчивости наночастицы находятся в расплаве во

взвешенном состоянии; скапливаясь по границам первично кристаллизу-

ющихся интерметаллидов, они препятствуют диффузии алюминия внутрь

алюминидных фаз, ограничивая их рост и замедляя процесс срастания в

агломераты или в более крупные включения.

Комплекс изложенных научно-технических решений позволил раз-

работать жидкофазную технологию получения алюмоматричных наноком-

позитов, основанную на использовании самораспространяющегося высо-

котемпературного синтеза эндогенных армирующих фаз в алюминиевом

расплаве. Изучены особенности технологического процесса получения

алюмоматричных нанокомпозитов, отработана методика ввода порошко-

вых прекурсоров в матричные расплавы, определены температурно-

временные параметры получения слитков из композиционных сплавов с

добавлением частиц наноразмерной алюмооксидной керамики.

Литература

1. Casati R., Vedani M. Metal Matrix Composites Reinforced by Nano-

Particles – A Review // Metals. 2014. Vol. 4. P. 65-83.

2. Ceschini L. et al. Aluminum and Magnesium Metal Matrix Nanocompo-

sites. Springer Singapore, 2017. 164 p.

3. Прусов Е.С. Панфилов А.А., Кечин В.А. Современные методы полу-

чения литых композиционных сплавов // Литейщик России. 2011.

№ 12. С. 35-40.

4. Прусов Е.С. Жидкофазный реакционный синтез металломатричных

композиционных сплавов / в сб.: Новые материалы. М.: Интеркон-

тактнаука, 2016. С. 141 – 143.

140

Научное издание

ТЕОРИЯ И ПРАКТИКА

ЛИТЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

Сборник трудов научно-технической конференции,

посвященной 55-летию кафедры

«Технологии функциональных и конструкционных материалов»

10 – 12 декабря 2018 г.

Владимир

Издается в авторской редакции

За содержание статей, точность приведённых фактов и цитирование

несут ответственность авторы публикаций

Компьютерная верстка Е. С. Прусова

Подписано в печать 19.06.19.

Формат 60х84/16. Усл. печ. л. 8,14. Тираж 50 экз.

Заказ

Издательство

Владимирского государственного университета

имени Александра Григорьевича и Николая Григорьевича Столетовых.

600000, Владимир, ул. Горького, 87.