Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 Аналитический обзор литературы 7
1.1. Теория активного энергетического воздействия на расплавы с целью получения новых материалов
1.2. Изменения в структуре и свойствах металлов и сплавов протекающие при кристаллизации под давлением
1.2.1. Фазовые равновесия в сплавах при высоких давлениях 11
1.2.2. Влияние давления на параметры кристаллизации 14
1.2.3.Влияние давления на усадочные процессы в металлах и сплавах 18
1.2.4. Влияние давления на физические свойства металлов и сплавов 20
1.3. Совместное влияние давления и вибрации на структуру и свойства металлов и сплавов
1.4. Влияние давления на структуру и свойства алюминия и сплавов на его основе
1.5. Механизм упрочнения материалов наночастицами 31
1.6. Выводы, цель и задачи исследования 36
ГЛАВА 2 Материалы и методы исследования 3 8
2.1. Получение композиционных материалов на основе алюминия 38
2.1.1. Характеристики применяемых материалов 3 8
2.1.2. Характеристики и состав упрочняющих дисперсных частиц 38
2.1.3. Технология получения образцов 39
2.1.4. Оборудование для проведения центрифугирования 42
2.1.4.1. Методика определения коэффициента гравитации 44
2.1.4.2. Методика введения упрочняющих частиц в расплав 46
2.2. Определение физико-механических и эксплуатационных 47
свойств полученных композиционных материалов
2.2.1. Определение твердости и микротвердости 47
2.2.2. Определение прочности на растяжение, изгиб и ударную вязкость
2.2.3. Испытания на коррозионную стойкость 5 О
2.2.4. Испытания на жаростойкость 52
2.2.5. Исследования износостойкости и трибологические испытания 53
2.3. Оборудование и методики изучения структуры 57
2.3.1. Микроструктурный анализ 5 7
2.3.2. Электронная микроскопия 58
2.3.3. Микрорентгеноспектральный анализ 59
2.3.4. Рентгеноструктурный анализ 61
ГЛАВА 3 Исследование процессов влияния упрочняющих нанодобавок и режимов центрифугирования на структуру и свойства композиционных материалов на основе алюминия
3.1. Влияние состава упрочняющих нано добавок и их количества на структуру и свойства композиционных материалов на основе алюминия
3.2. Влияние режимов центрифугирования на структуру и свойства композиционных материалов на основе алюминия упрочненных наночастицами
3.3. Структура и состав композиционных материалов на основе алюминия упрочненных наночастицами
3.4. Выводы 83
Глава 4 Исследование структуры, состава и свойств композиционных материалов на основе алюминия упрочненых наночастиццами полученных методом центрифугирования
4.1. Механические свойства композиционных материалов на основе алюминия упрочненных наночастицами
4.1.1. Твердость 85
4.1.2. Микротвердость 86
4.1.3. Прочность на растяжение 87
4.1.4. Прочность на изгиб 89
4.1.5. Ударная вязкость 90
4.2. Эксплуатационные свойства композиционных материалов на основе алюминия упрочненных наночастицами
4.2.1. Литейные свойства 93
4.2.2. Жаростойкость 94
4.2.3. Коррозионная стойкость 98
4.2.4. Трещиностойкость 102
4.2.5. Трибологические свойства 103
4.3 Выводы 105
Глава 5 Промышленная апробация результатов 107
Исследований
Общие выводы 109
Литература по
- Влияние давления на параметры кристаллизации
- Технология получения образцов
- Влияние режимов центрифугирования на структуру и свойства композиционных материалов на основе алюминия упрочненных наночастицами
- Механические свойства композиционных материалов на основе алюминия упрочненных наночастицами
Введение к работе
Актуальность работы. В настоящее время при создании ряда изделий и узлов в машиностроении, судостроении, авиационной и ракетно -космической техники находят широкое применение высокопрочные и легкие композиционные материалы (КМ). В качестве наполнителей матриц КМ применяют стекловолокно асбестовые, углеродные, джутовые, керамические и другие волокна.
Для достижения нужного измельчения зерна в отливках разработаны и широко применяются ряд способов и подходов. Известны способы, когда для формирования мелкозернистой структуры расплав активируется различными более тугоплавкими примесями, частицы которых служат центрами кристаллизации.
Известно много способов воздействия на структуру и состав материала. Одним из таких способов является воздействие центробежного поля и ПОЛЯ ультразвука, создание которых не представляет технической трудности.
Центробежное литье обычно осуществляют при оборотах формы в пределах - 300 - 1200 об/мин, что, на разных диаметрах, создает центробежное ускорение в пределах 2 — 10 g. При этой технологи рекомендуют поддерживать минимально возможное число оборотов. Примерно до значения 10g располагается область традиционной технологии центробежного литья. Новые эффекты начинаются после существенного увеличения центробежного ускорения. Воздействие центробежной силы коренным образом изменяет протекание всех физико-химических процессов в отливке.
В частности меняется характер кристаллизации. Принципиально новым и важным моментом является то, что при достаточном большом числе оборотов изложницы возникают эффекты, приводящие к началу интенсивного образования твердой фазы еще до того, как расплав успеет сколько-нибудь существенно понизить свою среднюю температуру.
Наложение давления в процессе кристаллизации снижает энергию межфазного взаимодействия (поверхностное натяжение) на границе расплав - кристалл, следовательно, и размер критического зародыша. Кроме того, приложением давления можно добиться появления смачиваемости между различными фазами, если оно отсутствовало в обычных условиях.
Из работы школы академика Образцова следовал теоретический вывод, что наноразмерные упрочняющие добавки в области малых концентраций позволяют значительно увеличить прочностные, упругие и эксплуатационные свойства различных сплавов. В этих работах вопросы повышения прочностных свойств решались в рамках теории межфазного слоя. Эта теория построена как градиентная континуальная теория сред, учитывающая масштабные эффекты когезионного и адгезионного типа. Именно эти эффекты приводят к формированию межфазных зон. Концентрация межфазных зон определяет нелинейные зависимости свойств получаемых материалов.
Цель и задачи исследования. Целью работы являлось изучение возможностей получения композиционных материалов на основе алюминия с повышенными эксплуатационными и механическими свойствами путем использования поля центробежных сил центрифуги при введении в расплав наноразмерных упрочняющих добавок.
Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:
1. Выбор и обоснование применения наноразмерных упрочняющих
частиц.
2. Исследование особенностей влияния центробежных сил центрифуги на
процесс кристаллизации композиционного материала.
3. Исследование процессов получения смесей исходных материалов и
процесса статического холодного прессования, с учетом особенностей
применения наноразмерных упрочняющих добавок для проведения
нанолегирования расплава.
4. Изучение механизма структурообразования композиционных материалов
на основе алюминия полученных в поле центробежных сил центрифуги при
введении наноразмерных упрочняющих добавок.
5. Разработка рекомендации по промышленной реализации результатов
исследований.
Научная новизна
1. Впервые установлена зависимость величины зерна отливок
композиционного материала в полях центробежных сил центрифуги от
коэффициента гравитации.
-
Показана целесообразность введения наноразмерных добавок Zr02 и SiC в композиционные материалы на основе алюминия в количестве 0,05-0,5 масс.% и 0,01-0,5 масс.% т.к. их введение увеличивает прочность в 1,5-2 раза и износостойкость в 2 раза.
-
Впервые установлено, что упрочняющие нанодобавки находятся внутри зерна композиционного материала при введении наноразмерных ZrC^n SiC и изменение состава и характера распределения фаз.
4. Установлено повышение механических и трибологических свойства
полученных в полях центробежных сил центрифуги композиционных
материалов на основе алюминия.
Практическая значимость:
1. Разработана установка кристаллизации композиционных материалов на
основе алюминия в поле центрифуги
2. Оптимизированы технологические режимы воздействия поля
центробежных сил центрифуги на кинетику процесса кристаллизации
расплава, в результате чего получены изделия с оптимальным сочетанием
прочности и пластичности.
3. Разработаны технологические схемы получения композиционных материалов на основе алюминия при введении в исходную шихту наноразмерных добавок Zr02 и SiC.
Степень достоверности результатов гарантирована использованием современных методов и средств измерения и сочетанием взаимодополняющих исследовательских методик: рентгеноструктурного и микрорентгеноспектрального анализов, просвечивающей и сканирующей электронной микроскопии, количественной металлографии, химических методов анализа, физико-механических испытаний и других методов; статистической обработкой и удовлетворительным совпадением результатов моделирования и эксперимента.
Реализация результатов работы. Результаты проведенных исследований использованы при разработке технологии дисков 8.101.924.23.00.24. втулки 8.10.21.019.000 и кольца 8.10217.84100 в деталях тягового агрегата ОПЭ-1.8ТН.454.574 электровоза используемых на ОАО «Новочеркасский электровозостроительный завод». Экономический эффект от внедрения составил 627100 рублей (в ценах 2011 г.) соответственно.
Личный вклад автора заключается в постановке задач исследований, организации и проведении экспериментальных и исследовательских работ, анализе, интерпретации и обобщении полученных результатов.
Апробация работы: Основные положения диссертационной работы доложены и обсуждены на: IV Всероссийская конференция по наноматериалам «Нано 2011» в Минске Беларусь, на конференции "Порошковая металлургия: её сегодня и завтра ПМ 2012 Киев, Украина, Третьем международном научно-практическом семинаре «Новые материалы и изделия из металлических порошков. Технология. Производство. Применение». (ТПП-ПМ2011), г. Йошкар-Ола.
Публикации. По теме диссертации получено 6 патентов, опубликовано 6 печатных работ из них 3 статьи в рецензируемых журналах и изданиях из перечня ВАК.
Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, шести глав, общих выводов и приложений. Материалы диссертации изложены на 118 листах машинописного текста, содержат 48 рисунков, 8 таблиц, 7 приложений, включают список литературы из 93 наименований.
Влияние давления на параметры кристаллизации
Чтобы как-то искусственно воздействовать на структуру и состав некого материала, нужно приложить к нему энергетическое воздействие сопоставимое с энергией межатомарного взаимодействия составляющих этого материала. Тривиальным воздействием такого рода является нагрев, при котором тепловая энергия может достигать такого значения, при котором частицы материала преодолевают силы взаимного притяжения и материал или переходит в жидкую фазу или даже возгоняется. Т.е. температура плавления может быть оценочным индикатором необходимой величины искомого энергетического воздействия [1-4].
Например, для алюминия, который имеет температуру плавления, равную 933 К, оценка значения дополнительной энергии, которая необходима для оказания энергетического влияния на данный материал, приводит к значению: Е = 3-к-Г, (1.1) где Е - тепловая энергия, приходящаяся на один атом материала, Дж; к - постоянная Больцмана, Дж/К" ; =1,380 6504(24) -Ю-23, Дж-К"1. Т - температура, К Подставляя значения имеем: Е = 31,38-10" -933, следовательно Е = 3,86-10"20,Дж.
То есть для уверенного энергетического влияния на данный материал мы должны обладать сопоставимым источником дополнительной энергии. Но если энергетическое воздействие обладает направленным действием, то необходимый энергетический уровень снижается существенным образом [7, 11,14]. Одним из таких источников является центробежное поле и поле ультразвука, создание которых не представляет технической трудности.
Например, если оценить (1.1) величину дополнительной энергии для магния, то получим величину 3,82-10 20 Дж. Разница дополнительных энергий для магния и алюминия составляет около 2-Ю"22 Дж. Т.е. заставив расплав смеси магния и алюминия вращаться с достаточной скоростью, мы можем настолько повлиять на энергетические характеристики межчастичного взаимодействия, что произойдет существенное изменение физико-химических свойств расплава [9, 10, 19, 22].
В частности, известно, что магний обладает ограниченной растворимостью в алюминии. Поэтому промышленного алюминиевого сплава с более чем 10% содержанием магния стандартными металлургическими методами создать не удается. Но попробовать получить такие сплавы, проведя плавку в поле центробежных сил и в поле ультразвука, как выясняется, вполне возможно [5, 8, 23, 26].
Описываемый подход очень близок по своему инженерному воплощению к технологии центробежного литья, которое известно еще с конца девятнадцатого века. Но все же отличается от него принципиальным образом, т.к. в описываемом подходе центробежное ускорение значительно выше и это приводит к совершенно иной физике процесса, чем та, которая рассматривается при традиционном центробежном литье. Это отличие обуславливает и совершенно различный конечный результат применения обоих методов [20, 27, 31].
Как известно, центробежное литье обычно осуществляют при оборотах формы в пределах - 300 - 1200 об/мин, что, на разных диаметрах, создает центробежное ускорение в пределах 2 - 10 g. Причем технологи рекомендуют поддерживать минимально возможное число оборотов. Понятно, что такие режимы не позволяют осуществлять необходимую энергетическую накачку материала и не могут привести к новым значимым эффектам. Хотя и при таком низком энергетическом воздействии иногда наблюдаются некоторые химические эффекты, например, образование свинцовистых бронз и уменьшение размера зерна. Правда, при дальнейшем увеличении оборотов формы размер зерна снова начинает увеличиваться [12, 16,41,45].
Конечно, предлагаемое силовое воздействие не лишено своих недостатков, основным из которых является сильная зависимость значения центробежной силы от радиуса вращающейся формы. Такая зависимость может привести к возникновению существенного градиента свойств по толщине отливки.
Но этот недостаток нивелируется почти полностью, если толщину стенки отливки делать относительно тонкой - при диаметре изложницы, равном одному метру желательно, чтобы толщина стенки отливки не превышала, примерно, 5 сантиметров [15,18, 21, 30].
Этим же приемом устраняется и эффект зависимости угловой скорости слоев расплавленного металла от радиуса формы, возникающий за счет конечного значения вязкости расплава.
Прежде всего, необходимо отметить регулируемое управление структурой отливки [27, 37, 77]. Обобщенная кривая размера зерна от градиента центробежного поля представлена на рис.1.1.
Обобщенная кривая зависимости размера зерна от градиента центробежного поля По оси ординат отложен размер зерна, а по оси абсцисс переменная составляющая напряженности центробежного поля в единицах ускорения свободного падения. Следует отметить, что данная зависимость подходит и для кристаллизации расплава металла в ультразвуковом поле, но размер зерна будет зависеть не от ускорения, а от частоты подаваемого ультразвука [13, 82].
Приведенный на рис. 1.1. график зависимости величины зерна от оборотов, имея некоторые особенности для каждого конкретного металла, качественно носит универсальный характер всех материалов состоящих из одних и тех же структурных единиц, например, для материалов, состоящих только из одного химического элемента. Для полиметаллических сплавов зависимость получается более сложная.
Очевидно, что такой характер зависимости структуры получаемого сплава от режимов обработки открывает дополнительные возможности для целенаправленного и регулируемого формирования совершенно новых характеристик уже известных материалов и получения новых сплавов с недостижимыми ранее сочетаниями химических элементов. Причем получаемый по данной технологии сплав является гомогенным по своему химическому составу [78].
Обращают на себя внимание два основных эффекта - возможность получения монокристаллического материала или, при увеличении значения ускорения, возможность существенно уменьшить величину зерна этого же материала.
Несмотря на внешнюю простоту предлагаемого технологического передела, сопровождающие его физические эффекты достаточно сложны. Объемная природа воздействия центробежной силы коренным образом изменяет протекание всех физико-химических процессов в отливке.
В частности меняется характер кристаллизации. Причем принципиально новым и важным моментом является то, что при достаточном числе оборотов изложницы энергетическое воздействие центробежного поля возрастает настолько, что благодаря его объемному характеру возникают эффекты, приводящие к началу интенсивного образования твердой фазы еще до того, как расплав успеет сколько-нибудь существенно понизить свою среднюю температуру (т.е. остыть) [29, 44, 45]. В этом случае образование твердой фазы является следствием не понижения температуры за счет теплообмена расплава с окружающей средой, а проявлением ряда физических эффектов, влияние которых становится существенным при достижении центробежным полем определенного для каждого химического состава расплава значения его потенциала [43].
Понятно, что этот эффект имеет весьма важные практические следствия - появляется возможность сохранить структуру расплава не допустив образования твердой фазы, которая образуется при затвердевании расплавов традиционным путем. Сейчас этот же эффект пытаются достигнуть применением низкотемпературных охлаждающих сред. Но уже при сравнительно небольших размерах отливок этот прием является не эффективным. Теперь же появляется возможность сохранить структуру расплава и при отливке массивных заготовок или изделий [24, 25, 28].
Технология получения образцов
Видно, что с ростом давления коэффициент диффузии уменьшается. Это приводит к снижению скорости разделительной диффузии легирующих элементов в кристаллизующемся расплаве, что отражается на степени внутрикристаллической ликвации сплавов.
Степень внутрикристаллической ликвации уменьшается с ростом скорости охлаждения. Эта зависимость сохраняется и при кристаллизации под давлением. В таблице 1.2 показано влияние скорости охлаждения на количество неравновесной составляющей в KM А1 - 4,5 об % Си.
Видно, что с повышением скорости охлаждения уменьшается количество эвтектической составляющей. Возрастает средняя концентрация меди в твердом растворе, приближаясь к составу исходного расплава.
По мере повышения скорости охлаждения в условиях кристаллизации под давлением происходит пересыщение твердого раствора легирующим элементом за счет уменьшения количества неравновесной составляющей. Среднестатистическая концентрация меди в центре дендритных ячеек в этом случае находится между равновесными концентрациями точек ликвидуса и солидуса при температуре начала кристаллизации.
Если при кристаллизации под давлением диффузионные процессы затруднены, то во время центрифугования в процессе кристаллизации и при дальнейшей термической обработке они ускоряются. Это является следствием измельчение структуры, уменьшения внутрикристаллической ликвации и увеличения концентрации избыточных вакансий. Каждый из этих факторов может иметь преобладающее значение в зависимости от типа сплава и структурных превращений.
Подобные данные получены и при исследовании других металлов и сплавов. Скорость старения технического железа, стали 20Л и алюминиевого сплава с 4,5 % Си, прессованных при кристаллизации, также выше, чем у тех же сплавов, затвердевавших в условиях атмосферного давления [61].
Давление, прилагаемое к кристаллизующемуся сплаву, приводит к равномерному распределению неметаллических включений в литой заготовке. Их количество и размер в тепловом центре отливки при поршневом прессовании уменьшается в 3,5 и 1,5 раза соответственно по сравнению с литыми при атмосферном давлении [63].
Следует отметить, что в отдельных случаях в процессе механического давления возможны условия, способствующие проявлению обратной ликвации в литых заготовках из сплавов с широким интервалом кристаллизации (например, из оловянных бронз) [4].
Механизм упрочнения материалов наночастицами Дисперсно-упрочненными композиционными материалами называют материалы, содержащие искусственно вводимые в них равномерно распределенные частицы, не взаимодействующие активно с матрицей и не растворяющиеся в ней заметно вплоть до температуры плавления, улучшающие свойства металлов и сплавов. Наиболее эффективное упрочнение создается, когда содержание упрочняющей фазы не превышает 3 - 15% (объемных), размер частиц 0,01 - 0,05 мкм, среднее расстояние между ними 0,1 - 0,5 мкм [35]. Существует две наиболее распространенные схемы распределения наночастиц по объему сплава - дисперсная и агрегатная, представленных на рис. 1.4. Лучшие механические свойства имеет дисперсная структура, однако она более трудно достижима.
До настоящего времени не существует единой теоретической модели дисперсного упрочнения; это связано со сложностью учета всех факторов, влияющих на характер взаимодействия частиц с движущимися дислокациями, а именно это явление определяет дисперсное упрочнение.
Результаты теоретических и экспериментальных исследований дают основание говорить о наличие двух разновидностей механизмов упрочнения частицами, которые можно назвать «консервативным» и «неконсервативным» по аналогии с названиями двух отличных видов движения дислокаций в процессе пластической деформации. Эти виды движения дислокаций называют также, соответственно, скольжением и переползанием. Первое может происходить при низких температурах, не сопровождаться переносом массы и не обусловлено диффузионным перемещением, второе может осуществляться только путем диффузионного перемещения линии дислокации. Переползание дислокаций вызывает деформацию кристалла и может происходить достаточно интенсивно только при температурах, значительно превышающих комнатную. Переползание дислокаций играет очень важную роль в высокотемпературных процессах деформации.
«Консервативный» механизм упрочнения. Существует несколько модификаций моделей, которые описывают этот механизм упрочнения.
В модели предложенной Е. Орованом рассматривается движение дислокаций в мягкой и вязкой матрице, содержащей жесткие равновесные частицы упрочняющего компонента. При этом принимается, что частицы находятся на достаточно большом расстоянии друг от друга, намного превышающий их радиус.
Анализ напряженного состояния часто осуществляют применительно к дисперсно-упрочненному материалу с небольшой объемной долей упрочняющего компонента, предполагая отсутствие деформационного упрочнения, что возможно при небольшой или начальной стадии пластической деформации. Движущиеся дислокации под действием касательного напряжения выгибаются до образования петель между частицами с последующим смыканием участком дислокаций за каждой частицей.
Таким образом, при скольжении дислокаций в определенном направлении все они последовательно оставляют вокруг каждой частицы петли (кольца). С увеличением числа колец возрастает суммарная длина дислокаций в материале и, соответственно, возрастает их энергия. Совокупность образующихся колец приводит к образованию полей упругих напряжений, которые затрудняют скольжение дислокаций.
Для этого случая начальное напряжение сдвига (тк) дисперсно-упрочненного материала (ДУМ) может быть представлено как сумма напряжений сдвига матрицы (тм) и напряжения, необходимого для выгибания дислокаций между частицами (ід). среднее расстояние между частицами, нм; г - средний радиус частицы в плоскости скольжения, нм; GM - модуль сдвига материала матрицы, МПа; а - коэффициент примерно равный 0,5. Сопоставление экспериментальных и расчетных данных показало, что уравнение (1.16) качественно описывает начальный период текучести достаточно корректно.
К. Фишер, У. Харт, Г. Прай предложили модификацию модели Е. Орована в соответствие с которой накопление дислокационных колец в процессе деформации ведет к возникновению тангенциальных напряжений, действующих как на частицы, вокруг которых образуются кольца, так и на матрицу вблизи частиц. Аналитическое выражение имеет вид: число дислокационных колец вокруг частиц, шт; GM - модуль сдвига материала матрицы, МПа; г - средний радиус частицы в плоскости скольжения, нм. Тангенциальное напряжение достигает максимального значения и, соответственно, обеспечивает максимальное упрочнение тогда, когда напряжение сдвига матрицы (дробь, входящая в выражение (1.17)) имеет максимальную величину.
Влияние режимов центрифугирования на структуру и свойства композиционных материалов на основе алюминия упрочненных наночастицами
Жаростойкость (окалиностойкость) характеризует сопротивление металла окислению в условиях воздействия агрессивных газовых сред и воздуха при высоких температурах (выше 550С) и работе в ненагруженном или слабо нагруженном состоянии. Чем выше окалиностойкость, тем выше может быть рабочая температура. Таким образом, окалиностойкость зависит от состава стали и не зависит от его структуры, т.е. практически одинакова у ферритных (хромистых) и аустенитных (хромоникелевых) марок.
Для испытаний использовались призматические образцы размерами 55x10x10 мм. Для количественной оценки жаростойкости образцов использовали весовой метод измерения увеличения массы по ГОСТ 6130-71. (Металлы. Методы определения жаростойкости); ТУ РМО-И01/07 (Ускоренный метод определения температуры начала интенсивного окалинообразования для жаростойких сталей и сплавов) Перед испытанием размеры образцов измерялись микрометром, определялась площадь их поверхности. Затем они обезжиривались и взвешивались на аналитических весах типа WA-31 (Польша) с точностью до 0,0001 г.
Испытания проводились в электрической печи с силитовыми нагревательными элементами в воздушной атмосфере при температурах 200, 300 и 400 С. Поддержание температуры в зоне печи велось с точностью ±5 С. Для обеспечения равномерного воздействия окислительной среды образцы размещались на специальных подставках, обеспечивающих соприкосновение с образцом в отдельных точках.
Образцы загружались в предварительно разогретую печь. С периодичностью 5 часов они выгружались из печи и охлаждались на воздухе, затем обезжиривались и взвешивались на аналитических весах с точностью до 0,1 мг.
Увеличение массы на единицу площади поверхности, вычисляли по формуле: где: т0 - масса образца до испытаний, г; ті - масса образца после испытаний, г; S - площадь поверхности образца, мм . Исследования износостойкости и трибологические испытания
Фрикционные испытания проводили на машине торцевого трения УМТ-1. Три образца размером 5x5x12 мм вставляли в кольцевую оправу по среднему диаметру 50 мм и прижимали к вращающемуся контртелу, изготовленному из стали ХВГ с чистотой поверхности Ra 1,25. Кольцевая оправка крепилась к нагруженному валу, который опирался на станину машины через корпус. Корпус снабжен подшипниками скольжения, обеспечивающими свободное вращение вала по оси (действие нагрузки на образец) и вращение (действие силы трения). Образцы прирабатывались на машине трения при нагрузке ОД МПа и скорости 1 м/с до образования 100% притертой поверхности. Затем машину останавливали и проводили измерение силы трения при схватывании под нагрузками 0,1; 0,3; и 1,0 МПа.
Испытание на износостойкость алюминиевого композиционного материала, упрочненного наночастицами проводили на серийно выпускаемой машине трения СМЦ-2 в условиях трения скольжения без смазки при скорости скольжения 0,68 м/с. Схема испытания - "вал-колодка".
Для испытания использовались натурные образцы типа колец, где кривизна испытуемой поверхности соответствовала наружному диаметру контртела (рис.2.5). Образец, имеющий сечение 10x10 мм, закрепляется в оправке 1 (рис.2.6), которая при отпущенных винтах 2 имеет возможность поворачиваться вокруг собственной оси. Этим поворотом достигался максимальный контакт трущейся поверхности образца с контртелом, после чего положение оправки вновь фиксировалось винтами. Контртело диаметром 50 и шириной 12 мм изготавливали из стали Р6М5 ГОСТ 19265-73, закаленной до 61...63 HRC3. Шероховатость его рабочей поверхности составляла Ra = 0,63 мкм. Перед испытанием каждый образец проходил приработку при давлении 1,5 МПа в течение 10-12 мин, что обеспечивало полное прилегание поверхностей трения.
Испытания и приработку производили при постоянной частоте вращения контр-тела, обеспечивающей скорость скольжения 0,68 м/с. Нагрузку увеличивали ступенчато от 100 до 2000 Н. Коэффициент трения рассчитывали по формуле:
Кольцо из алюминиевого композиционного материала, упрочненного наночастицами и место вырезки образца А для испытания на трение. Рис. 2.6. Схема рабочего узла машины трения СМЦ-2: 1 - узел для закрепления образца; 2 - винты; 3 - корпус; 4 - образец; 5 - контртело; 6 -вал. Износостойкость материала оценивали по интенсивности изнашивания образцов (ГОСТ 23.002 -78), определяемой изменением линейного износа при постоянной нагрузке к единице пути трения. При испытании был избран путь трения, равный 1000 м. где Ah - линейный износ образца, мкм; L - путь трения, км. Измерение линейного износа образца производили при помощи индикатора часового типа с точностью 0,01 мм.
Трибологические испытания функциональных поверхностей по схеме «стержень - диск» (рис.2.7.) проводят на автоматизированной машине трения TRIBOMETER, CSM Instr. как на воздухе, так и при погружении в жидкую среду. Эти испытания также позволяют использовать модель Герца, они соответствуют международным стандартам и могут быть использованы для оценки износостойкости образца и контр тела. Непосредственно в процессе испытаний определяют коэффициент трения трущейся пары. Контртело в виде шарика изготавливают из сертифицированного материала. При испытании шарик фиксируют в держателе из нержавеющей стали, который передает ему заданную нагрузку и связан сдатчиком силы трения. Важную информацию о механизме разрушения покрытия дают анализ продуктов износа, строения бороздки износа (на образце) и пятна износа (на контртеле -шарике). Для этого применяют микроскопические наблюдения и измерения профиля бороздки износа. Строение бороздок износа (на дисках) и диаметр пятна износа (на шариках) наблюдают в оптический микроскоп AXIOVERT СА25 при увеличении х (100-500) и стереомикроскоп МБС-10 (ЛЗОС) при увеличении х (10-58). Измерения вертикального сечения бороздок износа проводят на профилометре SURFEST SJ-402 в четырех диаметрально и ортогонально противоположных областях и определяют среднее значение значения площади сечения и глубины бороздки.
Таким образом, комплексное трибологическое исследование включает непрерывную запись значений коэффициента трения при испытании по схеме «неподвижный стержень - вращающийся диск», а так же фрактографическое исследование, в том числе измерения профиля бороздки и пятна износа, по результатам которого проводят расчет износа образца и контртела
Механические свойства композиционных материалов на основе алюминия упрочненных наночастицами
При проведении стандартных испытаний для оценки литейных свойств КМ установлено, что с увеличением содержания частиц жидкотекучесть композиционных расплавов в сплаве снижается. Температура, при которой достигается оптимальная заполняемость формы, возрастает с увеличением содержания частиц. Значения усадки при введении частиц (до 5% от общего объема КМ) изменяются незначительно, и при расчетах можно оперировать значениями в диапазоне, характерном для матричных сплавов (0,9-1%). Исследуемые композиционные материалы на основе алюминия упрочненные наноразмерными добавками полученные в поле действия центробежных сил центрифуги не обнаруживают склонности к горячеломкости.
Оценка жидкотекучести КМ произведена по методу А.А. Ерохина. Показано, что КМ, упрочненные частицами Z1O2, обладают лучшей жидкотекучестью по сравнению с КМ, армированными частицами SiC, при одинаковом составе материала матрицы, равных размерах и долях армирующих частиц.
Объемное и поверхностное легирование композиционного материала на основе алюминия, упрочненного нанодисперсными добавками, позволяет существенно повысить жаростойкость. Повышение жаростойкости композиционного материала на основе алюминия обусловлено наличием на его поверхности плотной и прочной защитной пленки оксида алюминия. Жаростойкость композиционного материала на основе алюминия, упрочненного наноразмерными добавками, полученного в поле действия центробежных сил центрифуги определялась по методике, описанной в п. 2.2.4.
Зависимость жаростойкости материалов от температуры испытания представлена на рис. 4.6. Анализ результатов испытаний свидетельствует о том, что введение наночастиц повышает жаростойкость композиционного материала на основе алюминия, полученного в поле действия центробежных сил центрифуги в 3... 5 раз.
Характер зависимостей изменения массы всех исследованных композиционного материала на основе алюминия, полученного в поле действия центробежных сил центрифуги в процессе окисления при температурах 200 и 300 С имеет примерно одинаковый вид. С течением времени испытания процесс окисления композиционного материала на основе алюминия, полученного в поле действия центробежных сил центрифуги, замедляется вследствие образования на поверхности образца защитной пленки оксида алюминия, и зависимость Ат(т) имеет параболический характер.
Вопросы теории жаропрочности алюминиевых сплавов следует рассматривать на основе достижений физики твердого тела в познании механизмов пластического деформирования и разрушения кристаллических тел в широком интервале температур. Другой стороной теории жаропрочности алюминиевых сплавов является изучение зависимости механических свойств сплавов от их состава и особенностей фазового и структурного состояния.
При длительном воздействии высокой температуры и нагрузки наибольшее сопротивление пластическому деформированию будет у твердых растворов с максимальной прочностью межатомной связи и с минимальным искажением кристаллической решетки.
Особенно повышает жаропрочность сплавов легирование элементами, которые способствуют увеличению сил межатомной связи с алюминием, устойчивости зон Гинье-Престона (ЗГП) метастабильных фаз, а также росту и коагуляции стабильных фаз. Все это увеличивает торможение движения дислокаций, что повышает жаропрочность сплавов.
Важнейшими структурными факторами, влияющими на жаропрочность алюминиевых сплавов, являются: - количество и характер распределения дефектов кристаллической решетки и их взаимодействие между собой и с атомами легирующих элементов; - величина зерна твердого раствора, протяженность и состояние их границ; - количество, температура и форма кристаллизации эвтектики; - количество, величина и форма кристаллизации частиц вторых фаз, их расположение, а также их взаимодействие с твердым раствором в процессе нагрева; - устойчивость твердого раствора, скорость формирования и укрупнения продуктов его распада.
Следует также отметить большое влияние на жаропрочность литейных алюминиевых сплавов ряда технологических факторов (скорость кристаллизации отливок, режима термической обработки и др.), которые могут сильно изменять как фазовый состав, так и величину, и характер расположения структурных составляющих в деталях. Изменяя те или иные технологические параметры, можно воздействовать как на структурные, так и на физико-химические характеристики сплава, что в определенных пределах обусловливает изменение его жаропрочности.
Нанодисперсные частицы располагаются по границам зерен композиционного материала на основе алюминия и поэтому препятствуют передвижению дислокаций. Дислокации внутри зерен твердого раствора вынуждены обходить их с образованием петель или переползанием. В обоих случаях дислокации перемещаются под воздействием значительно больших напряжений, чем при скольжении.
Жаропрочность гетерофазной смеси в сильной степени зависит от жаропрочности каждой из составляющих фаз; считается, что присутствие в сплавах жаропрочной избыточной фазы способствует повышению жаропрочности сосуществующего с ней твердого раствора, присутствие нежаропрочной избыточной фазы понижает высокотемпературную жаропрочность сосуществующего раствора и всей смеси.
