Содержание к диссертации
Введение
1. Обзор литературы 9
1.1 Медь как основа электротехнических материалов 9
1.2 Материалы для разрывных электрических контактов 9
1.3 Дисперсноупрочненные композиционные материалы 13
1.3.1 Методы получения дисперсноупрочненных КМ 14
1.4 Механическое легирование (МЛ) 17
1.4.1 Процессы, протекающие при МЛ 19
1.4.2 Способы получения компактных полуфабрикатов КМ после МЛ 21
1.5 Дисперсноупрочненные КМ на основе меди, полученные методом МЛ 24
1.5.1 КМ на основе системы Cu-Cr 30
1.5.2 КМ на основе системы Cu-Cr-Nb 33
1.5.3 КМ на основе системы Cu-SiC 36 Выводы по разделу 1 39
2. Методика исследований 41
2.1 Материалы - объекты исследования 41
2.2 Исходные материалы 4]
2.3 Обработка порошковых смесей в планетарном активаторе 42
2.4 Получение компактных образцов 43
2.5 Исследование структуры и свойств 45
2.5.1 Структурные исследования 45
2.5.2 Микрорентгеноспсктральпый анализ 46
2.5.3 Рентгеноструктурный анализ 46
2.5.3.1 Оценка размера областей когерентного рассеивания (ОКР) и величины микродеформаций (МКД) 47
2.5.3.2 Оценка периода решетки медного твердого раствора 49
2.5.4 Определение линейного коэффициента термического расширения (КТР) 49
2.5.5 Определение удельной электрической проводимости 50
2.5.6 Определение микротвердости, твердости и длительной твердости 50
2.5.7 Испытания на износостойкость 51
2.5.8 Испытания на потерю массы при воздействии электрической дуги - показателя дугостойкости 51
2.5.9 Определение плотности консолидированных образцов КМ 53
2.5.10 Определение гранулометрического состава гранул КМ 54
3. Исследование структуры и свойств механически легиро ванных, высоконаполненных композиционных материалов на основе меди, упрочненных частицами карбида кремния 55
3.1 Исследование влияния доли упрочняющих частиц и времени обработки в планетарном активаторе на структуру KM Cu-SiC 56
3.2 Влияние продолжительности МЛ на параметры субструктуры меди в KM Си- SiC с различным содержанием упрочняющей фазы 67
3.3 Исследование влияния продолжительности МЛ и содержания карбида кремния на свойства KM Cu-SiC 69
3.4 Разработка рекомендаций по составу KM Cu-SiC и режимам получения изделий из него для последующего внедрения 78 Выводы по разделу 3 82
4. Исследование и разработка композиционных материалов на основе системы cu-cr, полученных методом механиче ского легирования 84
4.1 Формирование структуры KM Cu-50%Cr в процессе МЛ 85
4.2 Зависимость твердости и электропроводности KM Cu-50%Cr от времени обработки в планетарном активаторе 99
4.3 Исследование возможности повышения электропроводности КМ Cu-Сг путем перехода к тройной системе Cu-Cr-Nb 111
4.3.1 KM Cu-15%Cr-15%Nb, полученный совместной высокоэнергетической обработкой исходных компонентов (Cu+Cr+Nb) 111
4.3.2 KM Cu-30%(Nb+Cr), полученный с применением предварительно измельченной порошковой смеси Nb-50%Cr 112
4.3.3 Исследование поведения лигатуры Nb-50%Cr в процессе МЛ и после последующего отжига 115
4.3.4 Структура и свойства KM Cu-30%(NbCr2+Cr), полученного с использованием механически и термически активированной лигатуры Nb-50%Cr 125
4.4 Характеристики сопротивляемости KM Cu-50%Cr воздействию электрической дуги и износу 127
4.5 Оценка стабильности структуры и свойств KM Cu-50%Cr при термическом воздействии 131
4.6 Разработка, опробование и внедрение КМ Си-50%Сг, а также разработка технологического процесса изготовления дугостойких контактов из него 134
Выводы по разделу 4 139
Выводы по работе 141
Список использованной литературы 143
Приложения 149
- Материалы для разрывных электрических контактов
- Обработка порошковых смесей в планетарном активаторе
- Влияние продолжительности МЛ на параметры субструктуры меди в KM Си- SiC с различным содержанием упрочняющей фазы
- Зависимость твердости и электропроводности KM Cu-50%Cr от времени обработки в планетарном активаторе
Введение к работе
В настоящее время традиционные материалы на основе меди не могут обеспечить растущие требования электротехнической промышленности, где необходимы не только высокая электрическая проводимость, но и другие высокие механические, физические и эксплуатационные свойства, такие как прочность, твердость при комнатной и повышенной температуре, термическая стабильность, дугостойкость. Наиболее эффективными с точки зрения сочетания этих перечисленных и других свойств могут являться композиционные материалы (КМ) па основе меди, упрочненные дисперсными частицами, в качестве которых могут использоваться, например, тугоплавкие металлы и керамика.
Одним из современных и перспективных методов получения дисперсно-упрочненных КМ является метод механического легирования (МЛ). Этот метод позволяет достичь однородной, нанокристаллической структуры материала, в котором компоненты взаимно не растворены, чего бывает сложно или почти невозможно добиться другими способами. Дисперсно-упрочненные КМ на основе меди, полученные методом МЛ, отличаются уникальным сочетанием эксплуатационных свойств и могут быть использованы в качестве, например, разрывных электрических контактов.
Однако метод МЛ требует больших экономических затрат, связанных с энергоемкостью процесса и сложностью технологии. Добиться снижения себестоимости материалов, произведенных данным методом, можно путем удешевления исходного сырья. В качестве исходного матричного материала вместо медного порошка можно было бы использовать медный лом и отходы, например, измельченную стружку, Однако вопрос, посвященный получению дисперсно-упрочненных КМ с применением крупных частиц медного вторичного сырья, в литературе практически не изучен.
Разработка дисперсно-упрочненных КМ на основе меди, получаемых методом МЛ с использованием измельченного вторичного сырья, позволило бы снизить их себестоимость и, соответственно, расширить области применения материалов данного класса. Разработка же новых материалов невозможна без проведения комплексного исследования их структуры и свойств на разных этапах МЛ. При этом, несмотря на то, что в последнее время все больше внимания стало уделяться механически легированным КМ, все же существует ряд пробелов в их изучении, что обусловлено огромным выбором компонентов и технологий изготовления, особенно в случае высоколегированных материалов.
В связи с этим и была поставлена настоящая работа. Цель работы: Исследовать структуру и ее влияние на свойства высоколегированных, дисперсноупрочненных КМ на основе систем Cu-SiC и Cu-Cr, полученных методом МЛ с использованием в качестве исходного сырья крупных матричных частиц меди, в том числе вторичного сырья (стружковые отходы); на основе полученных закономерностей предложить для внедрения оптимальные составы материалов и технологаческие схемы получения изделий из них.
Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:
1. Изучить влияние содержания частиц карбида кремния в широком интервале концентраций (15-35 масс.%), а также продолжительности МЛ на формирование структуры и свойств КМ на основе системы Cu-SiC.
2. Предложить для внедрения экономичный, высокотвердый, электро- и теплопроводный и термически стабильный КМ на основе системы Cu-SiC. Разработать технологический процесс его получения.
3. Исследовать влияние продолжительности высокоэнергетической обработки в планетарном активаторе на формирование структуры и важнейшие свойства KM Си-50масс.%Сг.
4. Выяснить принципиальную возможность получения КМ на основе системы Си-Cr-Nb с применением метода МЛ.
5. Разработать новый экономичный КМ на основе системы Cu-Cr, предназначенный для использования в качестве дугостоиких, разрывных электрических контактов, а также технологический процесс его изготовления.
Материалы для разрывных электрических контактов
В электротехнической промышленности широко применяют различные типы разрывных и скользящих контактов. Несмотря на имеющееся в настоящее время большое количество разработанных материалов для электрических контактов различного назначения, проблема создания высоконадежных электрических контактов полиостью еще не решена; требования, предъявляемые к материалу контактов, непрерывно возрастают и изменяются.
Разрывные контакты предназначены для размыкания и замыкания электрических цепей реле, регуляторов напряжения, пускателей, контакторов и других аппаратов. Особенность работы этих контактов заключается в том, что в моменты размыкания и замыкания между ними могут возникать электрические разряды в форме искр или дуги. Возникающие электрические разряды являются главной причиной двух основных видов разрушения таких контактов: химического (коррозии), связанного с окислением и другими реакциями при высоких температурах, и физического (эрозии), связанного с физическими явлениями на поверхности контактов (плавление, испарение, распыление металла). Кроме этого, контакты часто привариваются друг к другу в случае больших импульсов тока.
Кроме износа контактов от прохождения тока существует еще механический износ, который связан с истиранием и деформированием материалов контактирующих поверхностей вследствие приложения определенной силы при ударе контактов и последующего контактного нажатия [4].
Материалы для разрывных контактов должны удовлетворять следующим основным требованиям [4, 5]: - иметь низкое значение удельного электрического сопротивления; - высокую механическую прочность; - высокую износостойкость; - высокую коррозионную стойкость; - высокую стойкость к электрической эрозии (обгоранню) контактирующих поверхностей при воздействии электрической дуги; - высокую сопротивляемость свариваемости; - отличаться легкой обрабатываемостью; - иметь низкую стоимость. Сильноточные (токи от единиц до тысяч ампер) коммутирующие контакты изготовляются чаще всего из металлокерамических композиций, получаемых традиционными методами порошковой металлургии. КМ, обладающий повышенной эрозионной стойкостью, представляет собой смесь невзаимодействующих друг с другом компонентов, один из которых обеспечивает хорошую электропроводность (в данном случае медь), а другой обладает значительно большей тугоплавкостью, чем остальные [4-6]. В гетерогенной системе, содержащей элементы с различными температурами плавления, под воздействием дуги расплавляется только низкоплавкая составляющая, тугоплавкая же остается в твер дом состоянии, образуя капиллярную систему, удерживающую расплавленный металл и препятствующую его интенсивному испарению.
В условиях высоких токовых и механических нагрузок, когда материал контактов из чистых металлов расплавляется, КМ незаменимы. Композиции, содержащие тугоплавкие фазы в виде равномерно распределенных включений препятствуют свариванию коп-тактов, повышают их износо- и термостойкость. Дисперсноупрочнеяные контактные материалы повышают срок службы размыкающих контактов в 1,5-3 раза [4]. Применение КМ позволяет значительно увеличить срок службы контактов, повысить надежность и при этом уменьшить расходы на их эксплуатацию.
Для изготовления мощных металлокерамических (гетерогенных) контактов традиционно используются такие тугоплавкие металлы, как вольфрам, молибден, тантал и рений. Свойства этих металлов удовлетворяют многим требованиям, предъявляемым к контактному материалу: высокая температура плавления, повышенные прочностные характеристики, электроэрозионная стойкость [7]. Контакты из таких КМ на основе меди сочетают в себе полезные свойства разных металлов. Так, система W-Cu представляет собой композицию, компоненты которой не взаимодействуют ни в жидком, ни в твердом состояниях. Такой псевдосплав обладает высокой тугоплавкостью, прочностью и жаропрочностью вольфрама и высокой электро- и теплопроводностью меди [6], Достоинствами вольфрам- и молибдепсодержащих контактов являются стойкость к появлению дуговых разрядов, электрической эрозии и свариванию [5]. Основные электрические и механические свойства промышленных КМ для контактов приведены в табл. 1.2.
Под КМ чаще всего понимают материал с гетерогенной структурой, между отдельными компонентами которого существует четкая граница раздела [8-Ю]. К этому классу материалов могут быть отнесены неравновесные композиции, фазовые составляющие которых не взаимодействуют, или же весьма слабо взаимодействуют друг с другом в широком интервале температур, и сохраняют в смеси свои индивидуальные свойства при рабочих режимах эксплуатации материала в изделиях. При этом КМ обладает свойствами, которыми не может обладать ни один из его компонентов в отдельности. В таком КМ, за счет рационального подбора фазовых составляющих, можно реализовать требуемый набор свойств. По сравнению с традиционными материалами КМ обладают более высокими значениями прочности в широком интервале температур, предела усталости, они более жаро- и эрозионностойки.
КМ могут быть классифицированы многими способами в зависимости от того, что положено в основу классификации. Одна из удобных систем классификации основана на микроструктурных аспектах, при которой КМ различаются морфологией составляющих их фаз. Согласно этой классификации КМ, представляющие собой матрицу с распределенной в ней второй или более фаз, можно отнести к одному из следующих классов [10,11]:
Главное преимущество дисперсноупрочненных КМ состоит не только в повышении предела текучести при комнатной температуре металлической матрицы, а в их способности сохранять высокий уровень предела текучести в широком температурном интервале, вплоть до 0,8Тт, где Тт - температура плавления матрицы.
Эффективность дисперсных фаз в дисперсноупрочненных КМ связана с их стабильностью при высоких температурах. Это отличает дисперсноупрочненные КМ от дис-персионно-твердеющих сплавов, которые разупрочняются при повышении температуры вследствие перестаривания. Дисперсными фазами-упрочнителями в КМ могут быть оксиды, карбиды, силициды, нитриды, бориды, частицы тугоплавких металлов и т. д., которые нерастворимы в матрице и некогерентны ей [10]. Основными требованиям, предъявляемыми к упрочняющим частицам, являются [8, 10]:- их высокая термическая и химическая стабильность вплоть до температур, близких к температуре плавления металлической матрицы;
Обработка порошковых смесей в планетарном активаторе
В качестве медного сырья для изготовления КМ использовали токарную и фрезерную стружку технической меди марки МО, чей выбор обусловлен наилучшим значением электропроводности. Применение стружки позволяет использовать более дешевое вторичное сырье, В качестве частиц упрочнителя использовали порошки хрома марки ПХ-1 и ниобия со средним размером соответственно 1 и 200 мкм, а также карбида кремния
Для получения исследуемых КМ исходные порошковые смеси подвергали совместной обработке в планетарном активаторе «Гефест 11-3». Обработку проводили в стальных герметичных контейнерах (барабанах) с квазицилиндрическими мелющими телами без применения поверхностно-активных веществ. В работе [76] на примере алюминиевых дисперсноупрочненных КМ было показано, что использование квазицилиндрических мелющих тел позволяет значительно ускорить процесс формирования однородной структуры материала. Это объясняется тем, что для лучшего измельчения пластичных материалов более эффективным является ударно-сдвиговое воздействие, чем только ударное, характерное для шаров. Именно интенсивное ударно-сдвиговое действие преобладает при использовании квазицилиндрических мелющих тел. Успешное протекание МЛ на основе технически чистой меди с применением данных мелющих тел было показано Кудашовым Д.В, в работе [75]. о время работы барабаны охлаждали проточной водой. Внешний вид контейнеров и мелющих тел показан на рис. 2.1. В активаторе процесс МЛ осуществляется в поле трех инерционных сил: двух центробежных и силы Кориолиса, благодаря чему достигается высокий уровень энергонапряженности данной установки. Соотношение массы мелющего тела к массе обрабатываемой смеси для всех КМ составляло 4:1.
Для получения исходных смесей заданного состава медную стружку, полученную на токарном и фрезерном станках, предварительно измельчали в планетарном активаторе в течение 2 мин до размера 1-5 мм. Перед обработкой приготовленные порошковые смеси, для удаления из них влаги, подвергали сушке в вакууме при температуре 100 Си времени выдержки 1 ч. Во избежание окисления порошка в процессе МЛ обработку осуществляли в атмосфере аргона, для чего барабаны предварительно вакуумировали до остаточного давления 10"2 атм в течение 30-40 мин, а потом заполняли их аргоном до давления чуть выше атмосферного. Продолжительность обработки в планетарном активаторе для каждого состава КМ была разной и варьировалась от 20 мин до 15 ч (см. табл. 2.1). Для предотвращения сильного перегрева барабанов и материала через каждые 2 мин в работе активатора делали паузу длительностью 1-1,5 мин, Проточную воду при этом не выключали.
После обработки в планетарном активаторе полученные порошки-гранулы КМ подвергали компактированию на универсальной испытательной машине УМЭ10ТМ в специально разработанной стальной оснастке. Компактирование проводили на воздухе в две стадии (рис. 2.2): при комнатной и повышенных температурах. Первая стадия заключалась в двухстороннем холодном прессовании при следующих режимах: давление прессования 200-800 МПа, время выдержки под давлением 2-5 мин, скорость нагружения 5 мм/мин, скорость выпрессовывания 10 мм/мин. На второй стадии проводили двухстороннее горячее прессование полученных после первой стадии заготовок, режимы которого для различных КМ представлены в табл. 2.3. Скорости нагружения и выпрессовывания на всех стадиях составляли 1 и 1-10 мм/мин соответственно. Для уменьшения трения применяли графитовую смазку.
Для исследования структуры компактных образцов КМ готовили шлифы механической полировкой на алмазной пасте, а затем на водной суспензии CriO .
Исследования структуры проводили на световом (NEOPHOT-30) и сканирующем электронном (JSM-35CF фирмы JEOL) микроскопах. В последнем случае съемку проводили при ускоряющем напряжении 15-20 кВ и токе через образец 10 12- Ш"8 А. Кроме того, структуру KM Cu-50%Cr изучали с помощью высокоразрешающего сканирующего электронного микроскопа LEO 1530 GEMENI (фирмы LEO), просвечивающего электронного микроскопа JEM-2000EX (ускоряющее напряжение 100 кВ), а также электронного Оже-сканирующего микроскопа PHI 680 фирмы Physical Electronics.
Образцы для просвечивающей микроскопии были приготовлены механической шлифовкой с последующим ионным утонением на установке венгерской фирмы Technoorg-Linda (Ion Beam Thinning Unit Type iv3/H). Режим травления: ток 80 мА, напряжение 5 кВ.
Оже-сканирующую микроскопию проводили при ускоряющем напряжении 10 кВ и токе пучка 10 нА. Травление поверхности образца осуществляли с помощью ионной пушки (Аг+) с ускоряющим напряжением 2 кВ. Ионный пучок разворачивали в растр размером 2x2 мм2 и травили со скоростью травления - 4 нм/мин. Анализ образца производили в следующей последовательности: — с исходной поверхности снимали обзорный спектр и по нему оценивали предварительный элементный состав;2 - производили послойное травление поверхности образцов ионным пучком с одновременной съемкой обзорных спектров и анализом состава по ним;3 - травление заканчивали в момент, когда достигла минимума и перестала изменяться концентрация кислорода и углерода на поверхности;4 - по окончании травления производили съемку спектров высокого разрешения, по которым окончательно оценивали элементный состав в конкретных местах образцов.
Также для изучения микроструктуры KM Cu-50%Cr применяли сканирующую ионную микроскопию на микроскопе Strata 201 фирмы FEI. Ионное травление (резка) образца проводили при ускоряющем напряжении 30 кВ и токах в интервале 1000-3000 нА. Полученную поверхность анализировали во вторичных электронах при том же напряжении и токах первичного ионного галлиевого пучка 4-50 нА .
Определение элементного состава проводили методом микрорентгеноспектрально-го анализа на электронном микроскопе JSM-35CF с четырехкристальным спектрометром при ускоряющем напряжении 15-20 кВ и током через образец 10 -10 А, а также на сканирующем электронном микроскопе CAMSCAN CS44C-100S с энергодисперсионньш анализатором LINK ISIS-L200D. Анализ прозодили при ускоряющем напряжении 20 кВ, токе через образец 100 нА, времени набора спектра 300 с и площади отбора информации 300 х 300 мкм2.
С помощью метода рентгеновской дифрактометрии исследовали фазовый состав КМ, оценивали размер областей когерентного рассеивания (ОКР), величину микродеформаций (МКД), а также период решетки. Съемку дифрактограмм проводили на дифракто-метрах ДРОН-3 с использованием характеристического излучения СиКя (Х=0,154178 нм) и СоКц (Х=0,162075 нм) в шаговом режиме. Образцы KM Cu-SiC снимали в монохроматическом (монохроматор - С) излучении FeKa (Х=0,193728) при непрерывной записи. Расчет дифрактограмм и идентификацию фаз проводили на ЭВМ с использованием пакета программ обработки дифракционных спектров «X-RAY» (разработка кафедры физического материаловедения МИСиС) и базы данных о межплоскостных расстояниях фаз [77].
Влияние продолжительности МЛ на параметры субструктуры меди в KM Си- SiC с различным содержанием упрочняющей фазы
Во время обработки в планетарном активаторе гранулы КМ подвержены сильной пластической деформации. Можно предположить, что с увеличением продолжительности МЛ степень микродеформации (МКД) и, соответственно, плотность дислокаций будут возрастать до некоторого максимального значення. Однако это далеко не так. На рис. 3.7 представлена зависимость степени МКД медной матрицы КМ от времени обработки при различном содержанни карбида кремния. Из этого рисунка видно, что изменение МКД для каждого состава носит периодический характер. То же самое происходит и с размером ОКР меди (рис. 3.8 а). Такое периодическое изменение МКД и ОКР наблюдали в случае КМ на основе алюминиевых сплавов [76]. Этот эффект должен быть связан с разогревом материала во время обработки в планетарном активаторе. В этом случае в КМ могут проходить процессы динамического возврата и/или рекристаллизации, аналогичные происходящим во время горячей деформации [29]. Чередование пластической деформации и рекристаллизации способствует формированию нанокристаллической структуры, и после длительного измельчения должно возникнуть некоторое равновесное состояние, характеризующееся минимальным размером зерна (см. п. 1.4.1). В нашем же случае длительность обработки еще достаточно мала и размер ОКР меди для различных составов колеблется от 130 до 30 им (рис. 3.8 а). При этом, как можно заметить, средний уровень ОКР и его амплитуда несколько снижается с ростом содержания SiC в материале. Возможно, это связано с измельчением большого количества упрочняющих частиц (см. рис. 3.5 а), эффективно тормозящих перемещение дислокаций и миграцию границ зерен. Что касается плотности дислокаций, то в связи с протеканием восстановительных процессов при МЛ ее величина для всех KM Cu-SiC не превышает значения 1,5-1010 см"2.
Процессы возврата и рекристаллизации протекают не только во время высокоэнергетической обработки, но и, в первую очередь, в процессе горячего прессования при ком-пактировании, где их интенсивность значительно выше. На рис. 3.8 б показано влияние времени обработки на размер ОКР меди KM Cu-SiC после компактирования. Как видно, значения ОКР для различных составов в результате горячего прессования (Т = 450 С) заметно выросли, по сравнению с исходным состоянием (см, рис. 3.S а), и после 40 мин находятся в диапазоне от 70 до 150 нм. При этом периодический характер изменения в про цессе МЛ практически исчезает. Особое внимание необходимо уделить KM Cu-25%SiC, так как ход его кривой заметно отличается от других. После 20 мин обработки размер ОКР меди для этого материала в результате горячего прессования вырастает до высокого значения (выше 150 нм), а после 60 мин значительно снижается и достигает всего 70 нм, что несколько ниже, чем для менее легированных материалов. Ответ на вопрос о причине такой зависимости следует из п.3.1. Дело в том, что после малого времени обработки структура KM Cu-25%SiC является сильно неоднородной и характеризуется наличием большого количества участков меди, свободных от частиц упрочнителя. Поэтому во время горячего прессования ничто не мешало медному зерну вырасти, вследствие рекристаллизации, до таких высоких значений. Однако уже после 60 мин обработки в планетарном активаторе однородность материала заметно повышается, и частицы карбида кремния лучше распределены в медной матрице (рис. 3.3 и), При этом, как выше было сказано, большое количество этих частиц сильно измельчено. Именно эти мелкие частицы SiC способствуют эффективному блокированию границ зерен меди при воздействии температуры прессования. Как следует из рис. 3.8, чем выше содержание SiC в материале, время обработки для которого составляет 60 мин, тем больше эффективность такого блокирования.
В заключение необходимо сказать несколько слов о том, какой должна быть оптимальная структура KM Cu-SiC, обеспечивающая наилучшие прочностные свойства. Очевидно, что эффективное упрочнение должно достигаться в том случае, когда структура КМ состоит из мелкозернистой матрицы с равномерно распределенными в ней упрочняющими частицами размером менее 100 нм, и среднее расстояние между ними составляет 10 - 300 нм (см. п.1.3). При среднем размере зерна, равном порядка 100 нм (см. рис. 3.8 б), эти параметры структуры должны согласоваться с моделью Орована (см. формулу 2.5), согласно которой предел текучести КМ тем больше, чем меньше размер частиц и межчастичное расстояние. В то же время однородная структура КМ при отсутствии растворения в электропроводной медной матрице частиц упрочнителя должна обеспечивать высокий уровень электрической проводимости материала.
Описанные в п.3.1 и 3.2 структурные изменения, происходящие в KM Cu-SiC во время МЛ, отражаются па их свойствах после компактирования и, в первую очередь, это касается твердости, которая выбрана в качестве основного способа оценки механической прочности материала. Кроме твердости в настоящей работе определяли такую важнейшую для электротехнических материалов характеристику, как электрическая проводимость. Определение этих свойств имеет первостепенную важность для дисперсноупрочненных КМ, предназначенных для использования в качестве электрических контактов (см. п.1.2), что является довольно очевидным и не требует дополнительных разъяснений. Кроме того, большое внимание было уделено оценке линейного коэффициента термического расширения KM Cu-SiC, что связано с возможным их применением в качестве деталей, работающих в условиях термической усталости (см. п. 1.5.3).
На рис. 3.9 представлена зависимость твердости компактных образцов KM Cu-SiC от времени обработки в планетарном активаторе и содержания карбида кремния. Из рис. 3.9 а видно, что с увеличением продолжительности МЛ твердость всех материалов возрастает, что объясняется ростом однородности и дисперсности их структуры, постепенно приближающейся к оптимальной {см. выше), когда в полной мере начинает работать механизм дисперсного упрочнения измельченными керамическими частицами. Этот механизм заключается в торможении ими движущихся дислокаций и описывается моделью Орована, согласно которой дислокации обходят пекогерентные частицы с генерированием вокруг них дислокационных петель [29]. Из рис 3.9 а также можно заметить, что чем больше доля упрочняющей фазы в КМ (до 25 %), тем выше скорость упрочнения. Это должно быть связано с эффективностью размола (см. п.3.1) и временем достижения установившейся стадии, когда устанавливается равновесие между процессами сварки и разрушения гранул в процессе МЛ. В KM Cu-15%SiC объемная доля частиц меньше критической VK, поэтому скорость формирования однородности и интенсивность упрочнения этого КМ меньше, чем у KM Cu-20%SiC и Cu-25%SiC, в которых V приблизительно соответствует VK. Может показаться, что время достижения установившейся стадии для этих двух материалов составляет 40 мин (см. рис. 3.9 а) - к этому времени кривая твердости практически выходит на горизонталь. Однако это не так, потому что после такой малой продолжительности обработки структура КМ еще недостаточно однородна (рис. 3.3 д, з).
Зависимость твердости и электропроводности KM Cu-50%Cr от времени обработки в планетарном активаторе
Как известно, границы зерен, так же как и дисперсные частицы упрочняющей фазы, являются эффективными барьерами для движущихся дислокаций [29]. Чем мельче зерно, тем чаще встречаются эти барьеры на пути скользящих дислокаций, и ббльшие напряжения требуются для продолжения пластической деформации. Кроме того, чем дис-перснее частицы, тем ближе они друг к другу расположены и больше напряжение, необходимое для проталкивания дислокаций между ними.
Уменьшение размера зерна, увеличение плотности дислокаций, а также измельчение частиц хрома (см. п.4.1) - все это является причиной роста твердости KM Cu-50%Cr в процессе МЛ, зависимость которой от времени обработки в планетарном активаторе приведена на рис. 4.10. Этот рост происходит во всем временном интервале, однако, после 5 ч наблюдается его некоторое замедление. При этом твердость компактных образцов (рис. 4.10 б) находится практически на том же уровне, что и микротвердость гранул КМ (рис. 4.10 а). То есть воздействие повышенной температуры (650 С) при горячем прессовании практически не сказывается на уровне твердости КМ, что говорит о его высокой термической стабильности (см. далее п.4.5).
Увеличение доверительного интервала после 10ч обработки (см. рис. 4.106) связано с возрастанием остаточной пористости компактных образцов КМ с продолжительностью МЛ (рис. 4.11), которая неразрывно связана с микротвердостью гранул (см. рис. 4.10 а). Дело в том, что чем тверже гранулы, тем они хуже подвергаются прессованию, и пластическое течение, необходимое для формирования плотного образца, затруднено (см, рис, 1.3). Отсюда возникают несплошности по границам исходных гранул, частично сохранивших свою индивидуальность, что наглядно показано на примере КМ, обработанного в течение 5 ч, на рис. 4.12. После 10 ч обработки в планетарном активаторе твердость гранул достигает таких высоких значений ( 700 HV), что необходимое сцепление между ними при компактировании происходит еще в меньшей степени, и образец остается несколько рыхлым, вследствие чего и увеличивается доверительный интервал твердости.
В целях снижения пористости и получения плотных образцов необходимо добиться большей деформации гранул путем увеличения давления прессования и/или температуры консолидации. Здесь необходимо отметить, что в представленной работе образцы, для получения одинаковых условий, подвергали компактированию при одном режиме, подобранном для KM Cu-50%Cr, время обработки которого составляло 1 ч. Рекомендации по выбору оптимального режима горячего прессования приведены в п.4.6.
Как было отмечено в литературном обзоре, главной особенностью дисперсноу-прочненных КМ является их высокая жаропрочность. Способность выдерживать механические нагрузки под воздействием повышенных температур оценивали с помощью метода длительной твердости. На рис. 4.13 представлена зависимость этого показателя от продолжительности МЛ. Видно, что данная зависимость имеет аналогичный вид, что и на рис, 4.10.
Увеличение значений длительной твердости KM Cu-50%Cr с увеличением продолжительности МЛ должно быть связано с измельчением некогерентных медному твердому раствору частиц хрома, имеющих практически сходный с медным зерном размер и препятствующих зерно граничному скольжению во время деформации [29].
Таким образом, применение метода МЛ делает возможным получение уникального сочетания высокой прочности при комнатной температуре и относительно хорошего сопротивления ползучести за счет получения мелкого матричного зерна, упрочненного дисперсными частицами.
Кроме твердости в настоящей работе проводили изучение такой важнейшей характеристики электротехнических материалов, как электрическая проводимость. Следует сказать, что исследование изменения электропроводности дисперсноупрочненных КМ в процессе МЛ, и, что самое главное, причин этого изменения имеет большой научный и практический интерес, особенно если учесть, что данной проблеме уделяется очень мало внимания. Влияние времени обработки в планетарном активаторе на электропроводность компактированных образцов KM Cu-50%Cr может быть проиллюстрировано рис. 4.14. Из этого рисунка следует, что с увеличением продолжительности МЛ электропроводность материала во всем временном интервале непрерывно падает, что согласуется с данными [68] (см. рис. 1.10). Так, например, после 1 ч обработки значение интересующей нас характеристики составляет 17,3 ± 0,5 МСм/м, а после 5 ч - 11,0 ± 0,3 МСм/м. При этом в идеальном случае электропроводность смеси Си-50%Сг должна составлять величину, для расчета которой можно воспользоваться уравнением [82]:где f, - объемная доля и а, - электрическая проводимость і-й фазы; ст - электрическая проводимость КМ;
Решая данное уравнение применительно к нашему материалу получаем значение электропроводности и, равное 23 МСм/м. Как видно, реальные значения а после МЛ и последующего компактирования (см. рис. 4.14) значительно отличаются от расчетного.
Попытаемся выяснить основные причины снижения электрической проводимости KM Cu-50%Cr в процессе МЛ. На первый взгляд главная причина кроется в увеличении остаточной пористости компактных образцов (см. рис. 4.И). В первом приближении поры можно принять за дополнительную фазу, имеющую нулевую электропроводность. При этом, учитывая, что поры представляют собой несплошности по границам исходных гранул КМ (см. рис. 4.12), можно предположить, что должно возникнуть дополнительное рассеяние электронов проводимости на этих самых порах. В этом случае механизм рассеяния должен быть тем же самым, что и для границ зерен [80]. Для оценки влияния пористости на электрическую проводимость было проведено компактирование серии образцов KM Cu-50%Cr {время обработки 1 ч) при разном давлении прессования (130, 250, 380, 510, 760 и 890 МПа), после чего оценивали их пористость и измеряли электропроводность (рис. 4.15). Результаты этого опыта сравнивали с аналогичными данными для образцов КМ, полученных после обработки в планетарном активаторе в течение 5 ч и последующего компактирования при давлениях 200 и 760 МПа (см. рис. 4.15). Как следует из этого рисунка, электрическая проводимость КМ имеет линейную зависимость от их пористости. При этом увеличение пористости, например, до 3 % (как для 5 ч обработки (см. рис. 4.11)), приводит к снижению проводимости на величину около 10 %.
Однако, как будет показано далее, помимо пористости существуют еще и другие факторы, способные отрицательно влиять на электропроводность KM Cu-50%Cr. Здесь необходимо сделать замечание, что далее анализ влияния этих факторов на снижение электропроводности КМ будем проводить только применительно к медной матрице, ввиду того, что электрическая проводимость меди значительно больше чем хрома.
Известно, что основные процессы, происходящие при МЛ, а именно увеличение концентрации дефектов кристаллической решетки, увеличение протяженности границ зерен (измельчение зерна) могут негативно сказываться на электрической проводимости материала из-за рассеивания электронов на этих дефектах.
Для начала попытаемся оценить насколько велико влияние таких дефектов кристаллической решетки, как вакансии, на изменение электропроводности медной матрицы в механически легированных материалах. Известно, что в процессе МЛ концентрация вакансий может увеличиваться до таких значений, которые свойственны предплавильному состоянию [22]. Например, равновесная концентрация вакансий вблизи точки плавления меди составляет 0,02 ат.% [84]. Отсюда, электропроводность меди с учетом известного вклада вакансий [80] при температуре чуть ниже 1083 С составила бы:
