Содержание к диссертации
Введение
1. Обзор литературы 8
1.1. Дисперсноупрочненные композиционные материалы (КМ) 8
1. 1.1. Факторы, влияющие на упрочнение КМ 12
1.2. Механическое легирование (МЛ) как способ получения дисперсноупрочненных КМ
1.2.1. Аппараты, применяемые для МЛ 24
1.2.2. Влияние параметров обработки материала на процесс МЛ 29
1.2.3. Методы получения плотных полуфабрикатов КМ 31
1.3. Особенности структуры и свойств КМ на основе алюминия и его сплавов, 33
полученных методом МЛ
1.3.1. Особенности термообработки алюминиевых дисперсноупрочненных КМ 46
1.4. Взаимодействие чистого алюминия и сплавов на его основе с различными 48
средами и частицами упрочнителей
1.4.1. Поведение порошков алюминия и его сплавов на воздухе 49
1.4.2. Взаимодействие в системах Al-Si-О и Al-Si-C 52
1.5. Вторичное сырье как материал для создания КМ 55
Выводы по разделу 1 56
2. Методика исследований 58
2.1. Исследуемые материалы 58
2.2. Исходные материалы : 62
2.3. Обработка в планетарном активаторе 63
2.4. Получение компактных образцов 66
2.5. Исследование структуры и свойств 66
2.5.1. Структурные исследования 66
2.5.2. Рентгеноструктурный анализ 67
2.5.2.1. Определение размера областей когерентного рассеяния (ОКР) и величины 68 микродеформаций (МКД)
2.5.3. Рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия (РФЭС) 79
2.5.4. Определение микротвердости твердости и длительной твердости 79
2.5.5. Испытания на растяжение и сжатие при различных температурах 80
2.5.6. Термическая обработка компактных образцов 80
2.5.7. Определение коэффициента термического расширения (КТР) 81
2.5.8. Определение плотности 81
2.5.9. Оценка гранулометрического состава гранул КМ 82
3. Исследование формирования структуры и свойств композиционных материалов, механически легированных керамическими частицами, введенными в состав шихты
3.1. Формирование структуры КМ на стадии МЛ 86
3.1.1. Изменение морфологии гранул КМ во время МЛ 88
3.1.1.1, Влияние частиц упрочнителя на измельчение гранул КМ 89
3.1.2. Изменение внутренней структуры алюминиевого твердого раствора (А1) 96
3.1.2.1, Влияние состава и структуры матричного сплава на изменение ОКР и МКД 99
во время МЛ
3.1.2.2. Влияние частиц упрочнителя на изменение ОКР и МКД во время МЛ 102
3.1.3. Формирование структуры дисперсноупрочненных КМ 105
3.1.3.1. Влияние керамических частиц на формирование структуры КМ 108
3.1.3.2. Измельчение частиц упрочнителя во время МЛ ; 118
3.2. Изменение структуры КМ во время компактирования 121
3.3. Изменение свойств КМ на разных стадиях получения 126
3.3.1. Зависимость свойств КМ от времени МЛ 126
3.3.2. Влияние частиц упрочнителя на свойства КМ 134
3.3.3. Анализ механизмов упрочнения КМ 139
Выводы по разделу 3 148
4. Разработка технологических схем получения дисперсноупрочненных композиционных материалов методом механического легирования
4.1. Теоретический анализ поведения материала во время обработки в планетарном 150
активаторе
4.1.1. Поведение изолированной частицы под действием мелющего тела 150
4.1.2. Совместная обработка частиц упрочнителя и матричного сплава 153
4.1.2,1. Анализ механизмов формирования структуры дисперсноупрочненных КМ 154
4.1.3. Стадия обработки сформированных гранул КМ 164
4.2. Разработка альтернативных методов получеЕшя дисперсноупрочненных КМ 165
4.2.1. Формирование КМ во время обработки в планетарном активаторе в 166
воздушной атмосфере
4.2.2. Получение КМ из разнородной по составу шихты 179
4,2.2.1. Получение дисперсноупрочненных КМ с использованием лигатуры с высоким содержанием частиц упрочнителя
Выводы по разделу 4 192
5. Разработка рекомендаций по выбору оптимального состава и режимов получения КМ
5.1. Оптимизация режимов компактирования 193
5.2. Исследование структуры и свойств КМ на основе сплава АК12М2МгН 197
5.2.1. Получение КМ на основе сплава АК12М2МгН путем обработки в воздушной 202 атмосфере
Выводы по работе 208
Список использованной литературы 211
- Особенности термообработки алюминиевых дисперсноупрочненных КМ
- Обработка в планетарном активаторе
- Изменение внутренней структуры алюминиевого твердого раствора (А1)
- Поведение изолированной частицы под действием мелющего тела
Введение к работе
Актуальность работы
Традиционные алюминиевые сплавы, обладая хорошим комплексом свойств в температурном интервале 20-250 , не способны работать длительное время при более высоких температурах (> 300 - 350 С). Существенного повышения эксплутационных характеристик можно достичь за счет использования сверхбыстрой кристаллизации и механического легирования (МЛ). При этом метод МЛ имеет преимущества, поскольку позволяет получать композиционные материалы (КМ), дисперсноупрочненные керамическими частицами.
Однако, сам метод МЛ требует больших экономических затрат, связанных с трудоемкостью процесса и сложностью технологии. Снижения себестоимости материалов, получаемых данным методом, можно достичь путем удешевления исходного сырья и оптимизации технологического процесса.
В качестве исходного сырья для производства КМ можно было бы использовать лом и отходы из широко используемых промышленных алюминиевых сплавов. Однако вопрос, посвященный получению дисперсноупрочненных КМ с применением в качестве матричного материала крупных частиц вторичного алюминиевого сырья, в литературе не изучен, и чаще всего в качестве основы для получения КМ методом МЛ используют специально изготовленные дисперсные порошки.
Кроме того, при разработке и производстве КМ па основе алюминия и его сплавов возникает проблема интенсивной сварки гранул матричного сплава между собой и с мелющими телами и стенками барабана при обработке в мельнице. Обычно эту проблему решают с помощью органических ПАВ, что имеет ряд недостатков, из которых наиболее существенным является возникновение при высоких температурах водородной пористости в материале.
И, наконец, механизмы структурообразования алюминиевых дисперсноупрочненных КМ, тем более получаемых из крупных исходных порошков, на разных стадиях их получения также являются еще недостаточно изученными. '"' *,;-.,
Разработка технологии получения КМ без применения ПАВ, а также использование в качестве основы КМ, вместо специально изготовленных дисперсных порошков матричных сплавов, крупных частиц вторичного сырья, позволило бы упростить схему получения КМ и снизить их себестоимость. В связи с этим и была поставлена настоящая работа.
Научным консультантом работы являлся проф., д.т.н. В.К. Портной.
Цели и задачи работы:
Установить возможности создания методом МЛ дисперсноупрочненных КМ на основе алюминиевых сплавов без применения ПАВ, а также с использованием крупных исходных частиц, в том числе вторичного сырья. Для достижения этой цели необходимо было решить следующие задачи:
Выяснить механизмы влияния исходной структуры, химического и фазового состава крупных (до 5000 мкм) шихтовых материалов на структурообразование КМ при МЛ, а также провести исследование влияния параметров МЛ и последующего компактирования на формирование конечной структуры КМ.
Разработать рекомендации по выбору составов КМ и режимов их получения.
3. Предложить для дальнейшего опробования и внедрения в производство элементов поршней двигателей внутреннего сгорания повышенной мощности новые экономичные КМ и технологии их получения.
Научная новизна
Впервые показана возможность использования крупных (до 5000 мкм) частиц алюминиевых матричных сплавов и крупных в исходном состоянии (до 40 мкм) частиц АЬОз и SiC для получения методом МЛ дисперсноупрочненных КМ с однородной структурой без применения ПАВ.
Показано, что в результате обработки порошковых смесей разного состава в планетарном активаторе и их последующей консолидации формируется структура материалов, состоящая из зерен алюминиевого твердого раствора с линейным размером 25-100 нм, фаз матричного сплава различного происхождения (не крупнее 500 нм), а также керамических частиц, диспергированных в процессе обработки порошковых смесей или синтезированных во время обработки матричных частиц в воздушной атмосфере и имеющих линейные размеры < 1 мкм.
На основе проведенных исследований и теоретического анализа предложена модель формирования структуры КМ в процессе МЛ, согласно которой важнейшими факторами, оказывающими влияние на прохождение процесса, являются исходная морфология и свойства порошковых составляющих. Из модели следует, что для быстрого формирования оптимальной структуры дисперсноупрочненного КМ необходимо использовать частицы матричного сплава, отличающиеся наивысшей легировашюстью алюминиевого твердого раствора (более 3 ат.%) и высоким объемным содержанием (выше 15 об.%) хрупких фаз любого происхождения.
7 Практическая значимость работы
Для опробования и последующего внедрения в производство элементов поршней двигателей внутреннего сгорания предложены КМ на основе сплава АК12М2МгН, упрочненные абразивными частицами SiC и АЬОз, введенными в состав шихты, или оксидными частицами, синтезированными в процессе обработки матричного сплава в планетарном активаторе в воздушной среде. Показано, что эти КМ обладают высокими значениями твердости при комнатной и повышенной температуре, низкими значениями линейного коэффициента термического расширения, и высокой термической стабильностью структуры и свойств.
Предложены технологические схемы получения КМ в две стадии, включающие в себя предварительное получение лигатуры, в том числе на основе сплава, отличного по составу от матричного, с большим (до 70 об.%) содержанием частиц упрочнителей, в том числе синтезированных при обработке в воздушной атмосфере, и последующую совместную обработку в планетарном активаторе частиц матричного сплава и лигатуры. Подобные технологические схемы позволяют уменьшить продолжительность МЛ при получении КМ в большом объеме и одновременно улучшить их качество,
Разработан способ изготовления КМ на основе алюминия, включающий высокоэнергетическую механическую обработку исходного сырья, состоящего из предварительно измельченной стружки, например, сплава АК12М2МгН с частицами оксида алюминия в количестве 10 - 25 об.% (или без них), и горячее прессование активированной смеси. Высокоэнергетическую обработку указанной смеси рекомендуется проводить в планетарном активаторе в барабанах с квазицилиндрическими мелющими телами в инертной (или воздушной атмосфере) без применения ПАВ, горячее прессование надо проводить при температуре 200-400 С, а перед горячим прессованием осуществлять холодное двухстороннее прессование до достижения, по меньшей мере, 80% теоретической плотности.. Композиционный материал на основе сплава АК12М2МгН и способ его получения защищен патентом РФ №2202643 от 26.09.2001.
Особенности термообработки алюминиевых дисперсноупрочненных КМ
При производстве традиционных сплавов для изменения их структуры и свойств в заданном направлении широко используют различные виды термической обработки. Термическую обработку можно специально использовать и при изготовлении дисперсноупрочненных КМ, но часто она является сопутствующей операцией при получении плотных полуфабрикатов КМ (см. п. 1.2.3). Одной из целей термической обработки КМ может быть выравнивание состава КМ, а также образование упрочняющих частиц при прохождении различных реакций взаимодействия между компонентами КМ (см. п. 1.3). С помощью термической обработки КМ можно также стабилизировать их структуру и свойства для работы при повышенных температурах, увеличить пластичность и (или) прочность при комнатной температуре,
Режимы термической обработки КМ могут существенно отличаться от сплавов аналогичного состава, полученных традиционными методами. Так, уже отмечалось в п. 1.1, что рекристаллизация дисперсноупрочненных КМ может быть сильно затруднена даже при высоких температурах и степенях деформации. В работе [72] говорится о том, что способность САПа к рекристаллизации проявляется лишь в небольшой степени и в локальных объемах. Структурные изменения в листах из САП-1 (7,5% АЬОз) после деформации со степенью 1 70% происходят после отжига при 300 С в течение 100 ч [72]. При этом протекает первичная рекристаллизация, увеличивается размер областей когерентного рассеяния и происходит их переориентировка по сравнению с деформированным состоянием. Собирательной рекристаллизации и роста зерен до размера 1-10 мкм не происходит, По данным [72] структурные изменения САПа, по мере увеличения содержания оксида алюминия (и, следовательно, уменьшения расстояния между частицами оксида), происходят при нагреве до более высоких температур. Длительные нагревы при повышенных температурах, в общем, мало изменяют прочность САПов, но, тем не менее, наблюдается определенное снижение прочности и очень заметное повышение пластичности, особенно холоднокатаных листов.
В некоторых КМ можно совмещать упрочнение от стабильных дисперсных фаз, с дисперсионным твердением во время старения. Примером такого материала может служить порошковый сплав СПАК4, в котором использован комбинированный метод упрочнения алюминиевой матрицы дисперсными частицами АЬОз, частицами метастабильных фаз системы Al-Cu-Mg и частицами стабильной фазы AlgFeNi. Свойства этого сплава во время кратковременных испытаний при 150-200 С определяются в основном упрочнением за счет распада пересыщенного твердого раствора меди и магния в алюминии. Мелкодисперсные частицы АЬОз, которые остаются стабильными при нагреве до температур, близких к точке плавления алюминия, повышают прочность сплава при более высоких температурах. Однако необходимо отметить, что после нагревов сплава СПАК4 выше 250 С эффект дисперсионного твердения снимается.
Наличие дисперсных упрочняющих частиц может повлиять на кинетику старения некоторых КМ. В работе [72] сообщается о том, что частицы АЬОз ускоряют распад твердого раствора в сплаве СПАК4, снижая оптимальную температуру старения по сравнению со сплавом аналогичного химического состава, изготовленного из слитка. При этом отмечается, что дисперсные частицы оксида в этом материале не влияют на образование зон ГП, вызывающих повышение прочности при естественном старении. Аналогичное влия-ние частиц АЦОз на процесс старения было показано в материале на основе сплава типа Діб (Al-4%Cu-l,6%Mg-0,6%Mn-0,4%Fe-0,3%Cr), полученного обработкой пульверизированного порошка жидкого металла в шаровой мельнице в течение 10, 20 и 25 ч, что соответствовало содержанию АЬОз - 3, 5 и 7% [72]. Увеличение содержания оксида алюминия приводит к сдвигу максимальных значений предела прочности КМ в область меньших значений времени старения. Кроме того, суммарный эффект от закалки и старения КМ может быть довольно небольшим. В работе [49] было показано, что в результате закалки с температуры 540 С твердость KM Al-CuO уменьшилась в два раза по сравнению с исходным экструдированным состоянием ( 200 HV), а максимальный прирост твердости после старения этого материала (при 160 С, 4 часа) был равен 20 HV, что составляет половину от наблюдаемого при этой температуре эффекта старения сплава А1 - 4 масс. % Си, по составу соответствующему матричному сплаву данного КМ.
Слабый эффект и сокращение времени старения дисперсноулрочненных КМ могут быть связаны с быстрым гетерогенным зарождением и выделением фаз. В работе [73], во время старения КМ на основе сплавов А1-1%Си и А1-4,5%Си с замешенными в расплав частицами SiC, наблюдали предпочтительное выделение фазы СиАЬ вблизи поверхности раздела матрица / частица SiC и непосредственно на ней. Такое поведение авторы работы [73] объясняют увеличенной диффузионной подвижностью атомов Си около частиц SiC, из-за высокой плотности дислокаций в этих областях. Способность частиц SiC выступать в качестве мест гетерогенного выделения фаз была показана также в системах Al-Mg-Si и Al-Zn-Mg [74-76].
Еще одним местом гетерогенного выделения фаз при старении могут быть границы зерен. Такие результаты были получены S. Arakawa и др. в работе [77] в KM А1 -4масс.%Си-10,4 об.% А Оэ (со средним размером 2,7 мкм). Максимум твердости после старения данного КМ, закаленного с температуры 540 С, составил 180 HV, по сравне 48 нию со 120 HV в отливке сплава Al-4%Cu. Однако увеличение твердости при старении КМ, составило лишь половину эффекта старения аналогичного сплава без частиц АЬОз. Авторы работы [77] связали такой низкий прирост твердости с быстрым выделением, уже на ранних стадиях старения, стабильной в - фазы по границам мелких зерен (-340 нм), из-за предшествующей сегрегации на них атомов Си. Напротив, в отливках сплава А1-4%Си старение проходило вігутри довольно крупных (-597 мкм) зерен, начиная с образования зон ГП и промежуточной в - фазы.
Таким образом, эффективность старения дисперсноупрочненных КМ с предпочтительным гетерогенным зарождением и выделением фаз понижена в сравнении с эффектами дисперсионного твердения в матричных сплавах.
Как следует из предыдущих разделов, во время МЛ порошки алюминия и сплавов на его основе могут взаимодействовать с компонентами среды и добавляемыми частицами. При этом необходимо отметить, что такое взаимодействие может быть как желательным, например, при синтезе частиц упрочнителя, так и не нужным, например, при разложении этих частиц.
В настоящей работе исследовали дисперсноупрочненные частицами SiC и АЬОз КМ на основе алюминиевых сплавов систем AI-Cu, Al-Mg, Al-Si, Al-Cu-Mg, Al-Si-Cu, Al-Si-Cu-Fe-Ni, Al-Zn-Mg-Cu (см. п.2.1). Таким образом, необходимо проанализировать возможность реакций взаимодействия в данных системах. Эту возможность, в первом приближении, можно оценить путем расчета термодинамической функции энергии Гиббса или Гельмгольца. Величина изменения свободной энергии — мера способности реакции к развитию ее при данных условиях. Положительное значение изменения свободной энергии свидетельствует о том, что данный процесс термодинамически невозможен при дан- ных условиях. Изменение свободной энергии для данной реакции можно определить простым расчетом, используя величины свободной энергии образования каждого из соединений, участвующих в реакции,
Обработка в планетарном активаторе
Для получения КМ порошковую смесь матричного сплава и частиц упрочнителя обрабатывали в планетарном активаторе «Гефест-11-3», без применения поверхностно-активных веществ, в герметичных контейнерах (барабанах) с квазицилиндрическими мелющими телами массой 950 г. Во время работы контейнеры охлаждались проточной водой. Внешний вид контейнеров и мелющих тел показан на рис. 2.4,
Стружку матричных сплавов предварительно измельчали в планетарной мельнице до размера 500-5000 мкм в течение 0,5 - 2 мин, в зависимости от состава матричного сплава. Измельченную стружку использовали при получении смесей заданного состава для дальнейшей обработки. Отношение массы мелющего тела к массе смеси составляло 7:1.
Перед обработкой, смеси матричного сплава и частиц упрочнителя просушивали для удаления адсорбированной влаги при температуре 100 С в вакуумном сушильном шкафу на специальной установке, схема которой представлена на рис. 2.5. Материал обрабатывали в планетарном активаторе в воздушной среде и в среде аргона. Длительность обработки изменяли от 2 до 540 мин. Для предотвращения сильного перегрева обрабатываемого материала, через каждые две минуты в работе активатора делали паузу длительностью 1 мин. Для проведения обработки в среде аргона контейнеры вакуумировали в течение 30 мин и заполняли Аг (бокс Хз.2, рис. 2.5). При проведении обработки на воздухе каждые две минуты контейнеры открывали для обеспечения доступа кислорода воздуха к поверхности исследуемого материала. Отбор проб порошка для исследований проводили в среде аргона (бокс №1, рис, 2.5) или на воздухе.
Использовали два способа получения компактных образцов. В первом способе порошковую смесь помещали в предварительно изготовленную гильзу из алюминиевой фольги на воздухе, либо в боксе, заполненном аргоном (бокс №1, рис. 2.5). Полученную заготовку подвергали горячему прессованию в специально разработанной оснастке при температурах от 150 до 400 С и давлении 400-850 МПа в течение 30 мин на лабораторной разрывной машине УМЭЮТМ. Скорость движения траверсы при прессовании составляла 1 мм/мин, скорость траверсы при выпрессовывании 10 мм/мин. Полученные образцы имели диаметр 10 мм и высоту 10-15 мм.
Во втором способе изготовление компактных образцов проводили на лабораторной разрывной машине УМЭЮТМ в две стадии, причем все операции осуществляли на воздухе. Первая стадия заключалась в двухстороннем прессовании гранул КМ без гильзы из фольги при комнатной температуре с получением компактного образца-заготовки. Прессование проводили по следующим режимам: давление прессования 200 - 400 МПа, выдержка под давлением 2-5 мин, скорость движения траверсы при нагружении 10 мм/мин, скорость траверсы при выпрессовывании 10 мм/мин. На второй стадии проводили горячее двухстороннее прессование полученной на первой стадии заготовки по следующим режимам: давление прессования 200-800 МПа, температура компактирования 200-400 С, выдержка под давлением 25 мин, скорость перемещения траверсы при нагружении 1 мм/мин, скорость траверсы при выпрессовывании 10 мм/мин. Полученные таким образом образцы имели следующие размеры: диаметр 10-25 мм и высота 10-15 мм.
Для исследования структуры гранул КМ и компактных образцов шлифы готовили механической полировкой на алмазной пасте, а затем на водной суспензии СГ2О3.
Образцы для просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) бьши изготовлены по следующей методике. Из компактных образцов КМ с помощью прецизионного отрезного станка вырезали пластины толщиной 100 мкм, из которых с помощью специального штампа бьши получены диски диаметром 3 мм. С помощью ионного травления дисков на аппарате фирмы Gatan PIPS 691 (условия травления: напряжение 5 кВ, ток 4 67 8 мА и угол падения ионного пучка 4), на них были получены места с толщиной менее 100 нм, годные для анализа в ПЭМ.
Металлографические исследования проводили на световом (NEOPHOT-30), сканирующих (JSM - 35CF и LEO 1530 GEMENT) и просвечивающих электронных (JEM-2000 ЕХ и JEM-2010FEF) микроскопах. Микрорентгеноспектральный анализ и съемку в характеристическом излучении проводили на электронном микроскопе JSM-35CF с двумя четырехкристальными спектрометрами при ускоряющем напряжении 15-20 кВ и током через образец 10" - 10" А и на сканирующем электронном микроскопе "Camscan-44" LinkISIS-200L.
Для оценки параметров структуры делали снимки с наиболее типичных участков образцов. По структуре с помощью метода секущих [95] оценивали изменение среднего размера частиц упрочпителя в процессе обработки в планетарном активаторе, а также их объемную долю. Необходимо отметить, что поскольку структура исследуемых КМ на основе многофазных сплавов имеет довольно сложный характер, во многих случаях было сложно разделить частицы упрочнителя и избыточные фазы матричного сплава, особенно при больших увеличениях. Поэтому оценку размеров частиц и их объемной доли в КМ следует считать полуколичественной.
В настоящей работе предварительно проведенный рентгеновский анализ порошковых образцов некоторых КМ показал различие в фазовом составе гранул разной крупности. Поэтому для устранения влияния возможной неоднородности образцы для рентгеновского анализа гранул КМ готовили из непросеянного порошка, а в ряде случаев в качестве образцов применяли прессованные вхолодную таблетки из порошка. Перед анализом компактных образцов КМ поверхность шлифов подвергали травлению в 20% водном растворе NaOH с последующим их осветлением в концентрированной HNO3.
Изменение внутренней структуры алюминиевого твердого раствора (А1)
Во время обработки в планетарном активаторе гранулы КМ подвержены сильной деформации. На рис. 3.7 представлены фотографии структуры гранул КМ на основе сплава А1-4%Си, упрочненного частицами SiC10, снятые в поляризованном свете. Такой метод съемки позволил выявить зеренную структуру материала. Структура гранул КМ на рис. 3.7, а и б состоит из тонких извилистых полос, которые, по всей видимости, являются сильно деформированными зернами алюминиевого твердого раствора матричного сплава А1-4%Си. На рис. 3,7, в представлена гранула КМ, явно образовавшаяся в результате сварки, поскольку состоит из нескольких частей. Так, например, область этой гранулы, обозначенная А, состоит из деформированных вытянутых зерен и выглядит темнее на структуре из-за значительного рассеивания света развитыми границами зерен. В то же время область Б на рис. 3.7, в такой слоистости структуры не имеет и выглядит светлее. Очевидно, что эта область принадлежала другой грануле, которая на данном этапе обработки в планетарном активаторе по тем или иным причинам не была подверпгута значительной деформации. В какой-то момент эта гранула приварилась к другой грануле (см. рис.3.7, в, зона А), которая уже была сильно деформирована.
Таким образом, во время обработки в планетарном активаторе разные гранулы обрабатываемого материала могут претерпевать различную степень воздействия, что отражается на их структуре. Это различие особенно заметно при обработке сырья, которое, как в нашем случае, сильно неоднородно по гранулометрическому составу, При увеличении времени обработки структурные различия постепенно исчезают, при этом зерна теряют свою вытянутую форму за счет образования более совершенных зерен меньшего размера.
Как видно из рис. 3.8, а, происходит периодическое изменение размеров ОКР. То же происходит и со степенью МКД (см. рис. 3.8, б). Таким структурным изменениям способствует разогрев материала во время обработки в планетарном активаторе (см. п, 1.2). В местах разогрева могут проходить процессы, аналогичные происходящим во время горячей деформации, а именно динамические или статические возврат и (или) рекристаллизация, в зависимости от состава сплава, температуры, степени и скорости деформации [102]. Эти процессы могут протекать как непосредственно во время деформации под действием мешощих тел, так и после, когда мелющее тело уже не действует на материал, но разогрев еще сохранился. При этом первый вариант кажется более вероятным из-за более высоких температур в локальной зоне удара мелющего тела.
Чередование процессов наклепа и рекристаллизации разной природы при МЛ может привести к формированию нанокристаллической структуры в материале (см. п. 1.2 и 1.3). Из рис. 3.8, а видно, что во время обработки гранул КМ в планетарном активаторе изменение размеров ОКР происходит вокруг постепенно снижающихся уровней, обозначенных штрих - пунктирными линиями. При длительных временах обработки, согласно литературе [41], будет достипгуто некоторое предельное значение среднего размера зерен, ниже которого они не могут измельчиться из-за отсутствия в структуре достаточного количества эффективных барьеров, способных удержать зерно от роста. Этот предельный размер будет зависеть от химического и фазового состава матричного сплава КМ и объемной доли частиц упрочнителя.
Как видно из рис 3.8, а уровень, относительно которого происходит снижение размера ОКР, различен для КМ на основе разных сплавов. Это различие связано с микро-структуриыми особенностями, препятствующими развитию рекристаллизации. Известно, что легирующие элементы, уменьшающие энергию дефектов упаковки или образующие атмосферы на дислокациях, затрудняют динамический возврат и облегчают достижение критической плотности дислокаций, необходимой для начала динамической рекристаллизации [102]. В то же время дисперсные частицы в материале могут тормозить миграцию высокоугловых границ и таким образом затруднять рекристаллизацию.
Влияние концентрации легирующих элементов в твердом растворе (А1) на размер ОКР можно проследить на примере КМ на основе сплавов системы Al-Mg (см. рис. 2.11, б). Матричные сплавы этих КМ относятся к группе однофазных и различаются концентрацией (А1), которая может изменяться от 5,2 до 17,2 ат. % (см. табл. 2.2). Как видно из рис. 2.11, б размер ОКР меньше в КМ с большей концентрацией Mg в (А1).
Аналогично влияет на размер ОКР увеличение объемной доли избыточных фаз в матричном сплаве КМ. Это видно из рис. 3.9, в, на котором приведены зависимости размера ОКР в КМ на основе многофазных сплавов системы Al-Cu. Матричные сплавы этих КМ имеют одинаковую концентрацию (А1) и разную долю фазы СиАЬ (от 20 до 60 об %) (см. табл. 2.2).
Таким образом, в КМ иа основе матричных сплавов одной системы увеличение объемной доли хрупких фаз и содержания легирующих элементов в твердом растворе (А1) способствует формированию структуры с меньшим размером зерна.
Хотя во многих случаях данное правило соблюдается, при рассмотрении КМ на основе сплавов разных систем только количественного сравнения параметров структуры матричных сплавов недостаточно и необходим более сложный анализ, учитывающий свойства легирующих элементов и фаз матричного сплава. Это следует из зависимостей, представленных на рис. 3.8, а. Из рисунка видно, что значения размеров ОКР в КМ А1-4%Cu-5%SiC10 несколько меньше, чем в КМ А1-11%8і-4%АЬОз10 при всех исследованных временах обработки. Хотя сплав Al-ll%Si является многофазным, в нем отсутствуют дисперсные фазы, которые могут служить эффективными препятствиями для движения границ зерен или субзерен. В сплаве А1-4%Си в закаленном состоянии таких фаз тоже нет, однако твердый раствор (А1) в этом сплаве имеет большую концентрацию (—1,9 ат,%), чем в сплаве Al-ll%Si (—1,4 ат.%). Кроме того, в процессе обработки в планетарном активаторе (как отмечалось в п. 2.1) может проходить распад пересыщенного твердого раствора. Такой распад в сплавах на основе системы Al-Cu, подвергнутых МЛ, согласно литературе (см. п. 1.3.1), проходит по границам зерен с предварительной сегрегацией в этих местах атомов Си. Это также может приостановить рост зерна и обеспечить его меньший размер, чем в КМ на основе сплава Al-1 l%Si.
Из рис. 3.8, а следует, что КМ АК12М2МгН-20% АЬОз10 является самым мелкозернистым. Это можно объяснить тем, что многие избыточные фазы сплава АК12М2МгН (см. п. 2.1, табл. 2.2), в отличие от сплава Al-ll%Si, могут служить эффективными препятствиями для движения границ зерен или субзерен. Кроме того, твердый раствор (А1) в сплаве АК12М2МгН имеет примерно такую же концентрацию легирующих компонентов (-1,8 ат.%), как и в сплаве AI-4%Cu (-1,9 ат.%).
Таким образом, в КМ на основе сплавов с большим содержанием дисперсных фаз различного происхождения и высокой легированностью твердого раствора можно ожидать формирование структуры с наименьшим размером зерна.
Так как частицы упрочнителя активно влияют на процессы деформации и разрушения гранул КМ (см. п. 3.1.1.1), они могут одновременно повлиять на формирование их внутренней структуры. Известно, что степень МКД и размер ОКР определяются плотностью дислокаций в твердом растворе (А1), которая в свою очередь зависит от наклепа гранул КМ во время МЛ.
Как было показано в п. 3.1.1.1, керамические частицы могут охрупчивать гранулы КМ, а значит, наклеп таких гранул будет меньше, чем в гранулах без частиц упрочнителя. Кроме того, при разрушении гранул КМ часть ничем не закрепленных дислокаций может выходить на свежеобразованную поверхность граігул. С другой стороны, при прочих равных условиях воздействия мелющего тела (при одинаковой абсолютной деформации) и при достаточной прочности, гранулы меньшего размера подвержены большему наклепу, чем более крупные гранулы. В п. 3,1.1.1 было также показано, что по прошествии некоторого времени обработки керамические частицы могут перестать оказывать влияние па измельчение гранул КМ (см., например, рис. 3.3, б, KM Al-4%Cu-SiC , 5 ч обработки) и станут выступать в роли упрочнителя, затрудняя движение дислокаций. Таким образом, в результате суммарного действия этих факторов, зависимости плотности дислокаций и размера ОКР в гранулах КМ от объемной доли частиц упрочнителя могут иметь различный характер.
Поведение изолированной частицы под действием мелющего тела
Для начала рассмотрим, как может вести себя изолированная частица матричного сплава или частица упрочнителя (далее просто частица) под действием на нее мелющего тела, с точки зрения эффективности ее обработки (деформирования, измельчения). Под действием приложенной со стороны мелющего тела силы в частице возникает сложное напряженное состояние. Распределение напряжений в частице зависит от ее формы и от состояния поверхности. Величина напряжений зависит от массы мелющего тела и ускорения, с которым оно движется. Однако в целом следует ожидать, что в сечении частицы с минимальной площадью появятся максимальные напряжения, а в сечении наибольшей площади-минимальные.
Для простоты в дальнейших рассуждениях будем пользоваться значением минимального напряжения в частице, помня при этом, что существуют сечения, в которых напряжения могут быть существенно выше. В первом приближении, площадь сечения с наименьшим напряжением будет пропорциональна квадрату среднего размера частицы. Надо отметить, что размер частицы в данном анализе служит индикатором создаваемого в ней напряжения. Кроме того, размер является важным параметром из-за специфики настоящей работы, в которой используются крупные частицы матричных сплавов, полученные, например, из вторичного сырья. Поэтому необходимо проанализировать влияние размера частиц на обрабатываемость материала. При анализе принимаем, что мелющее тело действует на разные частицы с одинаковым усилием, что в принципе соответствует реальным условиям обработки в планетарном активаторе.
Согласно размерам, частицы можно разделить на следующие классы: 1-й класс. Частица настолько крупная, что мелющее тело создает в основном объеме частицы небольшое напряжение, достаточное лишь для упругой деформации. Однако в поверхностных слоях частицы, в местах выступов или на острых краях могут создаваться напряжения, достаточные для деформации или даже образования трещин и разрушения этих участков. В результате размер таких частиц практически не меняется со временем, а их форма будет стремиться к сферической. Обработка таких частиц чрезвычайно затруднена, за исключением трех случаев: 1. Под действием максимальных напряжений поверхностные слои частицы скалываются, и размер частицы уменьшается до размера частиц 2-го класса. Этот вариант возможен, если максимальные напряжения превышают предел прочности материала, или они достаточны для пластической деформации поверхностных слоев и не приводят к значительному упрочнению, Тогда после постепенного накопления напряжений произойдет разрушение на поверхности. 2. Происходит химическое взаимодействие частицы с какими-либо компонентами. Такое взаимодействие постепенно может привести к уменьшению размеров частицы до размера частиц 2-го класса, в том случае если продукты реакции будут удаляться с поверхности. 3. Происходит усталостное разрушение частицы, что может занять довольно длительное время. В реальных условиях случай, когда обработка сильно затруднена, реализуется для очень прочных керамических частиц упрочнителя, либо для очень крупных частиц матричного сплава (см. рис, 4,1), На рис. 4.1 а, представлена фотография структуры КМ АК12М2МгН-20%А1гОз, обработанного 2 ч в планетарном активаторе, на которой можно увидеть сферическую частицу АДОз10, принявшую такую форму во время обработки (см, для сравнения вид исходных частиц AhOj1 на рис. 2.3). На рис. 4.1, б показана фотография частиц А1 [59] после обработки в шаровой мельнице с присутствием 0,5 % стеариновой кислоты. Наличие стеариновой кислоты препятствовало сварке частиц AI с мелющими телами и до некоторой степени между собой, что позволяло их обрабатывать, но сила воздействия шаров была недостаточной для полного разрушения частиц А1, и в результате такой обработки они приобрели сферическую форму. В наших условиях обработка чистого А1 без применения ПАВ оказалась невозможной (см. п.ЗЛЛ). Обработка крупных частиц алюминиевых сплавов (Al-ll%Si, Al-5%Si), без добавления керамических частиц, в течение 1-2 ч приводила к формированию почти сферических гранул со средним диаметром 1. мм, при этом отдельные гранулы имели размер 5 мм, 2-й класс. Частица средних размеров, уровень напряжения в ней выше, чем в случае (1), и под действием этого напряжения частица может пластически деформироваться, но деформация не заканчивается разрушением основного объема частицы. В то же время может происходить разрушение отдельных ее частей, занимающих небольшую долю всего объема частицы, т.е. с поверхности могут скалываться различные выступы и сглаживаться неровности. Эволюция этих частиц возможна из-за постепенного уменьшения их размеров, что может привести к переходу их в дисперсный 3-й класс.
Очевидно, что для материалов с разными механическими свойствами требуются различные уровни напряжений, чтобы вызвать в частице тот или иной процесс, а значит и пороговые значения размеров частиц, определяющие их класс, будут неодинаковыми. Из рассмотренных выше примеров следует, что чем меньше пластичность и прочность материала, тем более крупные частицы можно эффективно обрабатывать.
Как отмечалось выше, под действием мелющего тела материал может изменять свои свойства. В основном эти изменения происходят во время пластической деформации частиц, и могут приводить к их упрочнению и некоторому снижению пластичности. Насколько изменятся эти свойства, зависит от степени деформации и от материала. Одновременно с деформацией и наклепом в материале могут проходить процессы возврата и рекристаллизации (см. п, 3.1.2). Если степень деформации значительна, то возможно прохождение рекристаллизации. Размер рекристаллизованного зерна зависит от наличия барьеров для миграции границ. Рекристаллизация может привести к повышению пластичности и снижению предела текучести за счет снятия наклепа. Однако если размер зерна после рекристаллизации станет меньше, чем был в материале до деформации, то это может привести к росту предела текучести и предела прочности материала (см. пЛ, 1.1)..В зависимости ог того, как изменятся свойства частицы, произойдет изменение ее поведения под действием мелющего тела.
