Технологические особенности получения дисперсно-упрочненных наноструктурированных материалов на основе меди тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.06, кандидат наук Цзи Пугуан

• Цзи Пугуан
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Цзи Пугуан

Оглавление

Введение

Глава 1. Литературный обзор

1.1. Классификация способов упрочнения металлов

1.2. Дисперсионное и дисперсное упрочнение

1.3. Твердорастворное упрочнение

1.4. Зернограничное упрочнение

1.5. Деформационное упрочнение

1.6. Особенности получения дисперсно-упрочненных композиционных материалов

1.7. Структура и свойства дисперсно-упрочненных композиционных материалов

1.8. Постановка задач исследования диссертационной работы

Глава 2. Материалы и методика эксперимента и анализа

2.1. Материалы и методики получения порошков

2.2. Методика получения и исследование детонационных наноалмазов

2.3. Восстановления порошков и спекания образцов

2.4. Методы компактирования

2.5. Контроль структуры, химического и фазового состава материала

2.5.1. Рентгеноструктурный анализ

2.5.2. Сканирующая электронная микроскопия

2.5.3. Термогравиметрический анализ

2.6. Методики исследования компактных образцов

2.6.1. Определение пикнометрической плотности

2.6.2. Определение плотности пористых образцов в керосине

2.6.3. Исследование микроструктуры

2.7. Измерение свойств компактных материалов

2.7.1. Измерение механических свойств

2.7.2. Измерение электрических свойств

2.7.3. Измерение трибологических свойств

Глава 3. Исследование возможностей метода распыления из растворов и

суспензий для получения наноструктурированного порошка на основе меди с оксидом алюминия и наноалмазами

3.1. Получение и исследование порошков, полученных распылением водных растворов солей

3.1.1. Получение и исследование оксидного порошка

3.1.2. Определение режимов низкотемпературного восстановления оксидного порошка. Исследование полученного порошка Си- А1203

3.1.3. Определение структуры и размера частиц оксида алюминия

3.2. Исследование полученного композиционного порошка ДНА-медь

Глава 4. Получение компактных образцов дисперсно-упрочненных сплавов медь-оксид алюминия, анализ структуры, механических и электрических свойств

4.1. Компактирование порошков оксид алюминия-медь при различных технологических условиях

4.1.1. Прессование

4.1.2. Спекание

4.1.3. Экструзия

4.1.4. Горячее прессование

4.2. Анализ полученных данных и исследование структуры и свойств полученных образцов

4.2.1. Исследование структуры и свойств полученных образцов после экструзии

4.2.2. Исследование свойств горячепрессованных образцов

Глава 5. Получение компактных образцов дисперсно-упрочненных сплавов ДНА-медь, анализ структуры, механических и электрических

свойств

5.1. Компактирование и микроструктура компактных образцов

5.2. Микроструктура и фрактографические исследования материала

5.3. Исследование трибологических характеристик образцов

Общие выводы

Список литературы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Технологические особенности получения дисперсно-упрочненных наноструктурированных материалов на основе меди»

Введение

Медные сплавы широко используются, в частности, для производства электродов контактной сварки, токоподводящих наконечников электродуговой сварки, сопел плазменных горелок, материалов для скользящих электрических контактов и т.д. [1,2]. Для данной области применения материалу необходимы высокие прочность, жаропрочность, износостойкость, твердость при одновременно высоких значениях электро- и теплопроводности, [3] что является достаточно сложной задачей.

В последние годы появились работы, посвященные новым композиционным материалам на основе цветных металлов дисперсно-упрочненных

детонационными алмазами (ДНА). Уникальное сочетание рекордных значениий твердости, теплопроводности и химической стойкости ДНА наряду с коммерческой доступностью делают этот материал одним наиболее из привлекательных упрочняющих компонентов в композиционных материалах, в том числе для электротехнических применений [4].

В целом, повышение комплекса физико-механических характеристик медных сплавов для электротехнических применений с целью обеспечения необходимой эксплуатационной надежности и увеличения ресурса работы деталей машин и инструментов является важной современной практической задачей. Получение стабильных эксплуатационных характеристик изделий, работающих при все более возрастающих нагрузках, температурах, давлениях, в условиях агрессивных внешних сред, может быть достигнуто путем создания новых нанокомпозиционных материалов, в том числе с модифицированной структурой, и разработки новых методов их получения.

Цель работы: изучение возможности применения метода распылительной сушки растворов солей с последующей термохимической обработкой для получения порошковых дисперсно-упрочненных композиционных электротехнических материалов медь-оксид алюминия и нового материала медь -детонационные наноалмазы (ДНА) с равномерным распределением упрочняющей фазы и повышенным комплексом функциональных и физико-механических свойств.

Для достижения поставленной цели решали следующие задачи:

• разработка технологии получения порошковых дисперсно-упрочненных материалов медь-оксид алюминия методом распылительной сушки растворов солей с последующей термохимической обработкой;

• разработка технологии получения порошковых дисперсно-упрочненных материалов медь-ДНА методом распылительной сушки суспензий ДНА на основе растворов солей меди с последующей термохимической обработкой;

• исследование структуры и свойств полученных композиционных порошковых материалов в зависимости от параметров синтеза, содержания упрочняющего компонента, режимов термохимической обработки;

• получение методами порошковой металлургии образцов компактных дисперсно-упрочненных материалов из полученных композиционных порошков;

• исследование структуры и физико-механических свойств полученных компактных материалов медь-оксид алюминия и медь-ДНА и сравнение их с промышленными аналогами.

Диссертационная работа содержит следующие основные положения, выносимые на защиту:

• Разработан метод получения дисперсно-упрочненных материалов медь-гамма оксид алюминия и медь-детонационные наноалмазы с равномерным распределением упрочняющей фазы и повышенным уровнем физико-механических свойств.

• Результаты работы могут являться основой для создания серии материалов нового класса на основе меди, никеля, кобальта, железа, упрочненных наночастицами оксидной фазы, обладающих повышенным комплексом физико-механических свойств.

Личный вклад автора состоит в проведении экспериментов по синтезу композиционных порошковых материалов, исследовании влияния технологических параметров на структуру и свойства продукта, получении компактных материалов и изучении их физико-механических характеристик, анализе и изложении результатов исследований.

Основные результаты работы были представлены и обсуждались на следующих конференциях: Международная научно-техническая конференция "XXXVII неделя науки СПбГПУ", Международная конференция «Information and structure in the nanoworld», Санкт-Петербург, Россия; IX Конференция Молодых Ученых и Специалистов, ФГУП ЦНИИ конструкционных материалов "Прометей", Санкт-Петербург, Россия; 14th International Workshop on New Approaches to High-Tech: Nano-Design, Technology, Computer Simulations (NDTCS-2011), Aalto University, Espo, Finland; Международная научно-техническая конференция «Нанотехнологии функциональных материалов» (НФМ' 2012), ФГБОУ ВПО «СПбГПУ», Санкт-Петербург, Россия

Основные положения работы опубликованы самостоятельно и в соавторстве по теме диссертации опубликовано 5 работ, из них 2 - в журналах, рекомендуемых перечнем ВАК РФ.

ч

ч 1

5

ч

1

ч

Глава 1. Литературный обзор

Традиционным подходом повышение комплекса физико-механических характеристик медных сплавов является использование литых низколегированных медных сплавов. Такие сплавы могут быть использованы без термической обработки; они легируются компонентами, входящими в твердый раствор на базе кристаллической решетки основного металла (двойные кадмиевые и теллуровые, а также низколегированные серебряные бронзы, тройная серебрянокадмиевая бронза и др.). [5,6] При обычных методах легирования требования повышения жаропрочности и сохранения высокой электропроводности вступают в противоречие. Следствием этого является то, что легированные сплавы с электропроводностью не ниже 80% от электропроводности чистой меди характеризуются максимальным значением соотношения прочности сплава к прочности матричного металла при температурах порядка 0,5-0,6 Тпл. При более высоких температурах это отношение падает столь резко, что уже около 700°С (-0,7 Тпл) легированные сплавы не имеют преимуществ по прочности перед чистой медью. Поэтому в настоящее время все более широкое применение находят дисперсно-упрочненные композиционные материалы на основе меди, получаемые методами порошковой металлургии. Такие сплавы сохраняют сочетание высоких механических свойств и электропроводности вплоть до температур, близких к температуре плавления матрицы. В этой группе сплавов упрочнение достигается за счет выделения дисперсных фаз при использовании комплексной термической обработки -закалки на пересыщенный твердый раствор с последующим упрочняющим отпуском или старением (хромовые, никелевые, кобальтовые и циркониевые бронзы). Часто для дополнительного упрочнения применяется механическое деформирование (нагартовка); введение в сплав компонентов, образующих уже в

процессе кристаллизации более твердую фазу в виде сетки по границам зерен основной фазы или скелетообразного каркаса в дендритной структуре.

Дополнительное упрочнение сплавов в каждом из указанных случаев (за исключением литейных материалов) может быть достигнуто применением термомеханической обработки, формирующей устойчивую субструктуру. Несмотря на то, что выделение мелкодисперсных частиц из твердого раствора значительно упрочняет медный сплав, длительная эксплуатация таких сплавов, при температурах выше температуры старения, приводит к росту частиц и разупрочнению. Температуры разупрочнения этих сплавов обычно не превышают 500°С при относительной электропроводности до 90% (обычно 75...85%) от чистой меди. Однако все чаще требуется сохранение свойств материала до 0,8-0,9 от температуры плавления. Таким требованиям отвечают дисперсно-упрочненные материалы, приготовленные методами порошковой металлургии.

Дисперсно-упрочненные материалы - это композиционные материалы, содержащие высокодисперсные, равномерно распределенные на заданном расстоянии одна от другой частицы, не взаимодействующие активно с матрицей и заметно не растворяющиеся в ней вплоть до температуры ее плавления фазы, искусственно вводимые в сплавы, на одной из технологических стадий их получения. [7]

В частности, дисперсно-упрочненные композиционные материалы на основе меди сохраняют сочетание высоких механических свойств и электропроводности вплоть до температур, близких к температуре плавления матрицы. Повышение комплекса физико-механических характеристик медных сплавов для электротехнических применений обеспечит необходимую эксплуатационную надежность и существенное увеличение ресурса работы деталей машин и инструментов, которые работают при все более возрастающих нагрузках, температурах, давлениях, в условиях агрессивных внешних сред. Обеспечение стабильных эксплуатационных характеристик изделий может быть достигнуто

путем создания новых композиционных материалов, в том числе и с модифицированной структурой.

Для упрочнения медных сплавов в качестве упрочняющей фазы часто используются оксиды металлов, например, оксид алюминия. [8,9] Очевидно, что основное влияние на механические свойства этих материалов оказывают такие параметры, как размер включений, степень гомогенности структуры, состав и чистота материала медной матрицы. Процесс литья имеет серьезные ограничения для получения композиционных материалов с гомогенным распределением мелкодисперсных частиц оксидов. В связи с этим в последнее время порошковая металлургия рассматривается как наиболее перспективное направление для получения дисперсно-упрочненных материалов с гомогенной структурой.

Большое внимание уделяется процессу внутреннего окисления [10,11], который считается наиболее удобным для получения нанопорошков состава Си-А^Оз. Размер частиц А12Оз в порошках на основе меди, по данным различных зарубежных авторов, колеблется от 3 до 12 нм, от 10 до 100 нм и, даже, до 1000 нм. При этом достигается высокая однородность в распределении частиц. Оптимальным процессом с высоким выходом продукта является комплексное использование методов механического легирования с внутренним окислением. Однако при получении таких материалов методом "внутреннего окисления" используются длительные технологически сложные окислительно-восстановительные отжиги с применением водорода и других защитных и восстановительных атмосфер. Этим обусловлен основной недостаток указанных материалов - их высокая стоимость.

1.1. Классификация способов упрочнения металлов

Повышение прочности материалов является основной задачей материаловедения. Упрочнение, как правило, достигается либо при получении материала, либо за счет дальнейшей обработки.

Процесс упрочнения, как способ получения материалов с высокими свойствами, классифицировал академик А.А.Бочвар еще 1940 году. [12] В данном случае, способы упрочнения можно разделить на 4 группы:

1. упрочнение за счет холодной деформации металлов (нагартовка).

2. упрочнение за счет образования твердого раствора, осуществляющееся сплавлением основного металла с компонентами.

3. упрочнение за счет получения высокодисперсной смеси фаз.

4. упрочнение за счет образования при кристаллизации более твердой фазы, располагающейся по границам первичных зерен или по междендритным пространствам при введении в сплав компонентов.

Механизмы упрочнения могут быть разделены на дислокационные и недислокационные. К дислокационным относятся механизмы, в основе которых лежат процессы размножения дислокаций, изменения их плотности и торможение [ 13 ]. К недислокационным - механизмы упрочнения (возможны как в поликристаллических так и аморфных материалах), которые основаны на высокой работе распространения трещин за счет гетерогенной структуры [14].

Дислокационные механизмы были подробно изучены профессором Бернштейном М.Л.. В своей работе [ 15 ] он предложил классификацию, основанную на различных вариантах торможения дислокаций. В нее входит как ближнее (дислокации тормозятся за счет межатомных связей), так и дальнее (границы образовавшихся субзерен и доменов тормозят движение дислокаций)

торможение дислокаций; образование атмосфер из примесных атомов; торможение дислокаций на частицах второй фазы; упрочнение вследствие взаимодействия дислокаций.

Несколько позже приводились и другие классификации, в том числе немецкими учеными Р. Циммерман и К. Гюнтер [16], и др.

Рассмотрим наиболее обобщенную, классическую классификацию [17].

К первой группе можно отнести варианты упрочнения, реализуемые за счет дислокационных механизмов:

• твердорастворное упрочнение;

• дисперсионное упрочнение;

• дисперсное упрочнение;

• получение сверхмелкого зерна (зернограничное упрочнение);

• упрочнение сплавов путем образования прочной межзеренной сетки при их кристаллизации;

• деформационное упрочнение.

Ко второй группе можно отнести варианты упрочнения, реализуемые на основе не дислокационных механизмов:

• создание бездислокационных структур: создание монокристаллических, нанокристаллических и аморфных материалов;

• создание композиционных материалов;

• трансформационное упрочнение в керамиках.

Далее будут более подробно рассмотрены некоторые вышеизложенные варианты упрочнения. Особое внимание будет уделено вариантам упрочнения медных сплавов, применяемых в наше время.

1.2. Дисперсионное и дисперсное упрочнение

Дисперсионное упрочнение материалов достигается за счет выделения дисперсных включений в процессе термообработки [ 18 ], дисперсное же осуществляется путем введения дисперсных частиц в исходную матрицу с последующим формованием и спеканием [19].

Избыточные фазы более существенно и растворенные в сплавах находятся в окружении матрицы - твердого раствора на базе основного металла - и являются эффективными барьерами для скользящих в матрице дислокаций.

Дисперсные смеси создаются закалкой и старением, а так же методами порошковой металлургии.

Независимо от методов получения, механизмы торможения дислокаций при пластической деформации схожи. Некоторые особенности состоят в различии межфазных границ «частица-матрица». Если в дисперсионно-упрочненных материалах эта граница может быть когерентной, полукогерентной и некогерентной. В дисперсноупрочненных материалах межфазная граница всегда некогерентна [20,21].

Оптимальными (с точки зрения торможения дислокаций) условиями являются: расстояние между частицами менее 0,1 мкм и размер частиц не превышающий 0,01 мкм.

Когда при равномерном распределении упрочняющей фазы в объеме металлической матрицы движущаяся дислокация встречается с частицей, осуществляется один из двух возможных сценариев: перерезание частицы дислокацией или обход частицы дислокацией (механизм Орована), реализуется тот процесс, для протекания которого необходимо наименьшее напряжение.

о

Частицы

Днсюксп и 1Я

т

(а)

т

Лислокаиия

Рис. 1.1. Схема перерезания частиц дислокацией (а) схема огибание частиц дислокацией

образованием по Оровану (б)

В случае перерезания частиц дислокацией (рис. 1.1 (а)), допустив, дислокации негибкие, а частицы упрочняющей фазы имеют сферическую форму, можно рассчитать дополнительные напряжения, необходимые для осуществления данного механизма:

А т= жЕс1/ЪО,

(1.1)

где Е - энергия вновь образующейся поверхности, возникающей в результате перерезания; £) - расстояние между двумя частицами; я? - диаметр круга, возникающего в результате среза частицы; Ъ — вектор Бюргерса.

В случае, когда дислокация не способна осуществить перерезание частиц, в процессе пластической деформации линия дислокации изгибается (рис. 1.1 (б)), оставляя дислокационные петли, которые будут создавать резервные напряжения и отталкивают движение дислокаций, данный механизм, известный как цикл

Орована. Необходимое для осуществления этого процесса дополнительное напряжение определяется по формуле

Атяоп=СЪ/(Е>—(1), И»с1. (1.2)

Обычно механизм Орована осуществим в случае, когда размер частиц составляет порядка 0,05 мкм. Следует отметить, что чем плотнее и равномернее расположены частицы упрочняющей фазы, тем больше они противодействуют движению дислокаций [22].

Таким образом, характер взаимодействия дислокации с упрочняющей фазой может быть определен по соотношениям значений напряжений Аттп и Лт (формула 1.1 и 1.2). При Лтлоп <Лт будет осуществляется механизм Орована, при Лттп >Лт реализуется механизм перерезания частицы, в случае Лгдоп -Лт, возможно переходное состояние между двумя механизмами.

Однако если на поверхности раздела матрица - частица возникает напряженное состояние, то требуется дополнительное напряжение для продвижения дислокаций [ 23 ]. Причинами повышенных напряжений на поверхности раздела матрица - частица могут быть в случае когерентных частиц (различие в объемах ячейки матрицы и частиц) и в случае некогерентных частиц (разница в решетках и в коэффициентах теплового расширения между матрицей и частицами, что приводит к возникновению напряжений при охлаждении, например после горячей деформации).

При несоответствии коэффициентов теплового расширения, эта плотность дислокаций в результате теплового рассогласование (рЖ) задается в виде [24]:

р,н = 10Уе/Ъг(1-У)

(1.3)

где V/ является объемная доля упрочняющей фазы, е-тепловая деформация, Ъ-вектор Бюргерса и г- диаметр частиц упрочняющей фазы.

При довольно высоких степенях деформации, механизм Орована становится недостаточным для описания процессов взаимодействия дислокаций с частицей. Развитию скольжения препятствует напряжение т^ появляющееся за счет скопления дислокаций около частицы, направленное против г (рис. 1.2.). В связи с этим, преодоления противодействия от скопления дислокаций возле частицы напряжение г должно увеличиться на ./1г.

В случае, когда головная дислокация в скоплениях у частицы огибает частицу и образует вокруг нее дислокационного кольца, скольжение других дислокаций еще больше затрудняется и прочность повышается.

1.3. Твердорастворное упрочнение

Влияние атомов замещения растворенного вещества на предел текучести ГЦК монокристаллов металлов давно изучены. Значение критического напряжения сдвига т0, не зависящего от температуры (т.е. так называемого «плато напряжения» тР) может быть относительно легко выведено. Следующее соотношение описывает процесс упрочнения за счет образования твердого раствора [25]:

/

Первичная )>лоскосшъ скольжения

Рис. 1.2. Скопление дислокаций у частицы

ry ^ 4/3 2/3 , Tp = Z. Cr. S . С + Too

(1.4)

где Z представляет собой числовой коэффициент, равный 1/760, G-модуль сдвига, с - атомная концентрация растворенного вещества, 8 - параметр несоответствия и Too критическое напряжение сдвига чистого металла, s считается по размеру и модулю несоответствия в районе чужеродного атома:

г)' является модулем несоответствия в зависимости от rj = 1/G. dG/ac и о являются параметрами размерного несоответствия равного 1/а. da/dc, где а -постоянная решетки. Параметр а составляет разность сил взаимодействия между винтовых и краевых дислокаций, соответственно, и инородного атома.

Уравнение (1.1) используется для проверки теории упрочнения по механизму образования твердого раствора. Если данные для разных сплавов того же металла

2/3

описываются зависимостью log (d xP/d с ) - log е. Только при правильном выборе s должна быть получена прямая линия с наклоном 4/3. Данная зависимость сообщает о характере взаимодействия (а = 3 для винтовых дислокаций или а = 16 для краевых дислокаций в уравнении (1.5)), а также о том, какой из двух параметров несоответствия (размер и модуль) должен быть добавлен, для выполнения уравнения (1.5).

Данные расчеты были использованы как для сплавов золота и серебра так и для медных сплавов [напр. 26].

В случае медных материалов, в качестве атомов замещения, образующих твердый раствор, как правило, используются кадмий, никель и цинк. На рисунке 1.3. представлены результаты влияния примесных атомов на свойства монокристаллов меди. Медь так же способна растворять так же Sn и Mg.

s =

лl(rj'2 +а2д2),

(1.5)

Рис. 1.3. Влияние различных растворенных веществ на хР плато напряжения в меди-твердого раствора на основе монокристаллов. [27]

В любом случае, с увеличением прочности, при образовании твердого раствора, происходит падение электропроводности. Для того чтобы свести к минимуму этот негативный фактор, применяются медные сплавы с низким содержанием легирующих элементов. Примерами являются Си8п0л5, Си8п0.з и СиМво., [28].

Недостатком всех твердых растворов медных сплавов является их недостаточное сопротивление релаксации при небольшом увеличении температуры эксплуатации [29] начинается уже около 60 ° С.

1.4. Зернограничное упрочнение

Границы зерен так же служат препятствиями для движения дислокаций. Если в зерне с благоприятной ориентировкой достигается напряжение, необходимое для работы источника дислокаций, раньше, чем в соседнем кристалле, тогда в благоприятно ориентированном зерне происходит вначале движение, а затем и скопление дислокаций, пришедших к границе зерна. Возникающие поля внутренних напряжений накладываются на внешние, что приводит к тому, что в соседних зернах достигается напряжение текучести. Таким способом осуществляется распространение пластической деформации в соседние зерна. Процесс затрудняется, когда размер зерна уменьшается, число скопившихся на границах зерен дислокаций уменьшается, уменьшаются поля напряжений, но главное — увеличивается набор разориентировок зерен, что суммарно делает границы более эффективным препятствием [30].

В связи с этим, нанокристаллических (НК) материалы являются привлекательными для перспективных конструкционных применений благодаря их очень высокой прочности и приемлемой пластичности. Их прочность увеличивается согласно традиционному уравнению Холла-Петча для материалов с размером зерен до 15-20 нм. При меньших размерах НК - материалы начинают вести себя по обратному Холла-Петча механизму [31].

Размеры зерен могут быть определны по рентгеновским уширениям пиков, а также по ПЭМ и СЭМ - изображениям. В данном случае зависимость изменения предела текучести от размера зерна с1 для поликристаллического материала может быть спрогнозировано соотношением Холла — Петча:

(7 [ = а а + КсГ1/2,

(1.6)

где (т0 — некоторое напряжение трения, которое необходимо для скольжения дислокаций в монокристалле, а К — индивидуальная для каждого материала константа, также называемая «коэффициентом Холла-Петча».

Данный механизм упрочнения распространен в медных материалах, упрочненных углеродными наноструктурами, когда углерод сдерживает рост границы зерна [32].

1.5. Деформационное упрочнение

В настоящее время в мире наблюдается огромный интерес к субмикрокристаллическим (СМК) и нанокристаллическим (НК) материалам. Этот интерес обусловлен тем фактом, что измельчение структуры материала позволяет решить важную проблему материаловедения - получение материалов с однородной микроструктурой и прогнозируемыми на этой основе физико -механическими свойствами и долговечностью. Этот интерес объясняется также стремлением улучшить эти свойства металлических материалов вследствие получения в них СМК и НК структуры.

Существует большое разнообразие методов физико-химического воздействия на металлические материалы в процессах кристаллизации, деформации, термической обработки, приводящих к измельчению структуры. Тем не менее, традиционные технологии производства металлических материалов обычно придают им крупнозернистое строение, поскольку в большинстве из них используется такая температура обработки, при которой возникающие мелкие зерна нестабильны и увеличиваются в результате роста.

Пластическая деформация является эффективным средством формирования структуры металлов. В процессе деформации внутри материала идут необратимые изменения его кристаллического строения: повышается плотность

дислокаций, возрастает концентрация точечных дефектов и дефектов упаковки, возможно образование ячеистой структуры. В совокупности эти изменения ведут к образованию определенной дислокационной структуры, характеризуемой типом, плотностью и пространственным распределением несовершенств кристаллического строения [ 33 ]. Основные закономерности формирования структуры в процессе пластической деформации определяются совокупностью параметров исходного структурного состояния материала, температурно-скоростными условиями деформирования, а также механикой процесса деформации. Большой вклад в развитие исследований, связанных с модификацией физико - механических свойств наноматериалов методами интенсивной пластической деформации и компактирования (наночастицами) внесли работы И.В. Горынина и В.В. Рыбина [34].

В настоящее время теоретический и практический интерес представляет изучение особенностей структурообразования в области больших пластических деформаций. Это открывает значительные перспективы для создания СМК и НК материалов. Появились новые процессы обработки давлением, основной целью которых является накопление деформации в заготовках, а не изменение их формы. Эти процессы получили термин интенсивная пластическая деформация (ИПД). Поскольку форма заготовки после ИПД практически совпадает с исходной, то имеется возможность многократной обработки заготовок для накопления в них достаточной деформации. Эти процессы могут быть использованы в тех случаях, когда необходимо осуществить большую пластическую деформацию объемных заготовок без существенного изменения формы: при исследовании явлений, происходящих в материалах при больших деформациях; для получения СМК и НК материалов; для проработки материалов с литой структурой, уплотнения порошковых и пористых тел. Получаемый размер зерен и характер формирующейся структуры зависят от применяемого метода ИПД, режимов обработки, фазового состава и исходной микроструктуры

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Цзи Пугуан, 2013 год

Список литературы

1 Nadkarni A.V., Synk J.E.. Metals Handbook, Powder Metallurgy ASM, Metals Park, OH, 1984.-711 p.

2 Орлов Б.Д., Чакалев A.A., Дмитриев Ю.В. и др. Технология и оборудование контактной сварки. Уч-к для машиностроительных ВУЗов. 2-е изд., перераб. и доп. М.: Машиностроение, 1986. - 352 с.

3 Groza J. Heat-resistant dispersion-strengthened copper alloys // Journal of Materials Engineering and Performance. - 1992. - V. l.-No. l.-P. 113-121.

4 Рудской А.И., Толочко О. В.. Порошковые нанокомпозиционные материалы на основе меди для электротехнического применения // Заготовительные производства в машиностроении (Кузнечно-штамповочное, литейное и другие производства). - 2013. - № 2. - С. 34-41.

5 Isler P., Jacobi Н. Some Facts about Copper and Its Alloys // Swissmetal, UMS Swiss Metalworks Holding Ltd, Bern, 2000. - 20 p.

6 Behnood N., Evans J.T. The yield and flow stress of dilute Cu-Cd and Cu-Mg alloys // Materials Science and Engineering: A. - 1982. - V. 55. - No. 2. - P. 263-274.

7 Groza J. and Gibeling J. Principles of particle selection for dispersion strengthened copper//Material Science Engineering: A. - 1993. -V. 171. - P. 115-125.

8 Tian В., Liu P., Song K., Li Y., Liu Y., Ren F., Su J. Fabrication of the nanometer A1203/Cu composite by internal oxidation // Materials Science and Engineering: A. -2006. - V. 435-436. - P. 705-710.

9 Solomon R.R., Troxell J.D., Nadkarni A.V. GlidCop® DSC properties in the temperature range of 20-350°C // Journal of Nuclear Materials. - 1996. - V. 233 -237.-No. l.-P. 542-546.

10 Rajkovic V., Bozic D., Popovic M., Jovanovic M.T. The Influence of Powder Particle Size on Properties of Cu-A1203//Science of Sintering. - 2009. - V. 41. -P. 185-192.

11 YingD.Y., Zhang D.L. Processing of Cu-A1203 metal matrix nanocomposite materials by using high energy ball milling // Materials Science and Engineering: A. -2000.-V. 286.-No. l.-P. 152-156.

12 Бочвар А. А. Основы термической обработки сплавов. Ленинград: Государственное научно-техническое издательство литературы по черной и цветной металлургии, 1940, 297 с.

13 Фридель Ж. Дислокации. М.: МИР, 1967, 644 с.

14 Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Суховаров В.Ф. Дисперсное упрочнение тугоплавких металлов. Изд. Новосибирск: Наука СО, 1989, 211 с

15 Бернштейн M.JI. Структура деформированных металлов. М.: Металлургия, 1977, 431 с

16 Циммерман Р., Гюнтер К. Металлургия и материаловедение. Справочник. М.: Металлургия, 1982, 479 с

17 Лахтин Ю.М. Металловедение и термическая обработка металлов, М.: Машиностроение, 198, 359 с.

18 Семененко В.Е., Пилипенко Н.Н. Дисперсионное упрочнение сплавов Mo-Zr-C вопросы атомной науки и техники. 2008. № 1. Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники (17), с.205 - 210

19 Бельченко Г.И., Губенко С.И. Основы металлографии и пластической деформации стали. Вища шк.: Головное изд., 1987. 240 с.

20 Бойко B.C., Гарбер Р.И., Косевич A.M. Обратимая пластичность кристаллов. М.: Наука, 1991, 280 с.

21 Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов. М. : Металлургия, 1971,496 с.

22 George, R., Kashyap, К. Т., Rahul, R., and S. Yamdagni. Strengthening in carbon nanotube/aluminium (CNT/A1) composites. // Scripta Mater. 2005. 53: 1159-1163.

23 Федюкин B.K. Термоциклическая обработка металлов и деталей машин. Л.: Машиностроение: ленинградское отделение, 1989, 257 с.

24 Orowan, Е. Zur kristall plastizitat. III. Uber die mechanismus des leitvorganges. // Z. Phys. 1934. 89: 634-659.

25 Labusch R. A Statistical Theory of Solid Solution Hardening // Phys. stat. sol. -1970-V.41 - p.659.

26 Kostorz G., Haasen P.: Solid solution hardening of f.c.c. single crystals Ztschr. Metallk. 60(1969), 26.

27 Kratochvii P., Neradova E. Solid solution hardening in some copper base alloys // Czech. J. Phys. В 21 (1971), pp. 1273-1278.

28 Zauter R., Kudashov D. Proceedings of The 23rd International Conference on Electrical Contacts 1СЕС2006/ Sendai, Japan, pp . 257 -261

29 A. Bogel, Spannungsrelaxation in Kupferlegierungen für Steckverbinder und Federelemente , Metall (48) Nr. 11, 1994, p. 872-876.

30 Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986, 312 с.

31 А.Н. Chokshi, А. Rosen, J. Karch, Н. Gleiter, Scripta Metall. 23 (1989) 1679.

32 Li, H., Misra, A., Zhu, Y., Horita, Z., Koch, С. C., and T. G. Holesingerd. Processing and characterization of nanostructured Cu-carbon nanotube composites. // Mater. Sei. Eng. А 2009. 523: 60-64.

33 Internal friction and shear modules in submicrograined strueture / Mulyukov R.R. [et al] // Nanostructured Materials. - 1995. - Vol.6. - P.577- 580.

34 Исследование триботехнических и физико- механических характеристик антифрикционных материалов на основе бронзофторопласта, модифицированных фуллероидными наночастицами / В.В. Рыбин [и др.] // Вопросы материаловедения, 2003, №3 (35), с. 65-70.

35 Валиев, Р.З. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией./ Валиев Р.З., Александров И.В. - Москва, Логос, 2000, 271 с.

36 Горелик, С.С.Рекристаллизация металлов и сплавов / Горелик С.С., Добаткин С.В., Капуткина Л.М.. - М., МИСИС, 2005, 432 с.

37 Процессы пластического структурообразования металлов / В.М. Сегал [и др.]. - Мн.: Навука i тэхшка, 1994. - 232с - ISBN 5- 343- 01164- 0.

38 Цветаева A.A. Дефекты в закаленных металлах. М: Атомиздат, 1969, 385 с.

39 Groza J.R., Gibeling J.С. Principles of Particle Selection for Dispersion-Strengthened Copper // Materials Science and Engineering A. - 71 - 1993 - p. 115-125.

40 Либенсон Г.А. Производство порошковых изделий // Учебник для техникумов. - 2-е изд., перераб. и доп. - М.: Металлургия, 1990, 240 с.

41 Кнотько А.В., Гаршев А.В., Путляев В.И. Внутренне окисление как путь создания нанокомпозитов на основе оксидных систем // сборник Тезисов и докладов XXVIII Менделеевского съезда по общей и прикладной химии, 2007, Москва, том 2, тезисы, с. 305-305

42 Баранов А.А. Фазовые превращения и термо-циклирование металлов. Киев: Наукова. думка, 1974, 232 с.

43 Чернышева Т.А. и др. Влияние тугоплавких наночастицнамодификацию структуры металломатричных композитов // Металлы. - 2007. - №3. - с.79-84

44 Портной К.И., Бабич Б.Н. Дисперсно-упрочненные материалы. М.: Металлургия, 1974. 200 с.

45 Тарнопольский Ю.М., Жигун И.Г., Поляков В.А. Справочник Пространственно-армированные композиционные материалы. М.: Машиностроение, 1987. - 224 с

46 Нотт Ф.Д. Основы механики разрушения. М.-.Металлургия, 1978, 256 с.

47 Достижения в области композиционных материалов: Пер. с англ. / Под. ред. Дж. Пиатти. М.: Металлургия, 1982. 304 с.

48 Кубашевский О., Гопкинс Б. Окисление металлов и сплавов. Второе издание. Перевод с английского. М Металлургия, 1965. 428 с.

49 Самохоцкий А.И., Парфеновская Н.Г. Технология термической обработки металлов -2 е изд., перераб. и доп. - М.: Машиностроение, 1976. 311 с.

50 Григорович В.К. Дисперсионное упрочнение тугоплавких металлов. М.: Наука, 1980, 305 с.

51 Левинский Ю.В. Внутреннеокисленные и внутреннеазотированные наноматериалы. Экомет, 2007, с.399.

52 Филин А.П. Прикладная механика твердого деформируемого тела. Том 1. М.: Наука, 1975, 832 с.

53 Янг Д. Кинетика разложения твердых веществ. М.: Мир, 1969, 263с.

54 Браун М., Доллимор Д., Галвей А. Реакции твердых тел. М.: Мир, 1983, 360с.

55 Кан Р.У., Хаазен П. (ред.) Физическое металловедение. В 3-х т. Том 2. Фазовые превращения в металлах и сплавах и сплавы с особыми физическими свойствами Пер. с англ. М.: Металлургия, 1987, 624 с.

56 Волокнистые композиционные материалы. Перевод с английского, под ред. Бокштейна С.З., М.: Мир, 1967, 284 с.

57 Preston О., Grant M.J. Dispersion strengthening of copper by internal oxidation. // Trans AIME - 1961 -V.221 -p.164-173.

58 Жуковский B.M., Нейман А.Я. Формально-кинетический анализ твердофазных взаимодействий: изотермический метод. Свердловск: УрГУ, 1979. 48 с.

59 Композиционные материалы. Справочник под ред. Карпиноса Д.М. Киев.: Наукова думка, 1985, 592 с.

60 Tian В., Liu P., Song K., Li Y., Liu Y., Ren F., Su J. Fabrication of the nanometer A1203/Cu composite by internal oxidation// Materials Science and Engineering: A-2006.-V.435-436.-p.705-710

61 Розенберг B.M., Данелия Е.П., Иедлинская 3.M., Николаев А.К. Сплавы на медной основе, упрочняемые дисперсными частицами. // «Научные исследования в области сплавов и обработки цветных металлов». Юбилейный Сборник науч. тр. Инта «Гипроцветметобработка». М.: Металлургия. 1986 С. 5365.

62 Рыбакова Л.М. Структура и износостойкость металла. М. Машиностроение, 1982,215 с

63 Isler P., Jacobi H. Some Facts about Copper and Its Alloys // Swissmetal, UMS Swiss Metalworks Holding Ltd, Bern, 2000.-20 p

640рлов Б.Д., Чакалев А.А., Дмитриев Ю.В. и др. Технология и оборудование контактной сварки. Уч-к для машиностроительных ВУЗов. 2-еизд., перераб. идоп. М.: Машиностроение, 1986. -352 с.

65 Николаев А.К., Розенберг В.М. Сплавы для электродов контактной сварки. -М.: Металлургия. 1978 —95 с.

66 Даниленко В.В. Из истории открытия синтеза наноалмазов // Физика твердого тела 2004, том 46, выпуск 4, С 581-584

67 Сакович Г.В., Жарков А.С., Петров Е.А. Детонационные наноалмазы. Синтез. Свойства. Применение. // Наука и технологии в промышленности, 2011 - №4 -с.53

68 Huang F., Tong Y., Yun S. Synthesis Mechanism and Technology of Ultrafine Diamond from Detonation //Физика твердого тела, 2004, том 46, выпуск 4, с.601-604.

69 Байдакова М.В., Вуль А.Я., Сиклицкий В.И., Фалеев H.H. Фрактальная структура кластеров ультрадисперсного алмаза // Физика твердого тела. 1998, том 40, выпуск 4, с.776.

70 Вуль А.Я., Алексенский А.Е., Байдакова М.В., Давыдов В.Ю., Певцова Ю.А. Фазовый переход алмаз-графит в кластерах ультрадисперсного алмаза // Физика твердого тела, 1997, том 39, с. 1125-1134.

71 Алексенский А.Е., Байдакова М.В., Вуль А.Я., Сиклицкий В.И. Структура алмазного нанокластера // Физика твердого тела. 1999, том 41, выпуск 4, с.740-743.

72 Петросян A.C. Порошковая металлургия и технология композиционных материалов. Ереван, 2007. - 240 с.

73 Гоулдстейн Дж., Ньюбери Д., Эчлин П., Джой Д., Фиори Ч., Лифшин Ф. Растровая электронная микроскопия и рентгеновский микроанализ: в двух книгах. Пер. с англ.— М.: Мир, 1984. - 303 с.

74 Я.С.Уманский, Скаков Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев Л.Н. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. М.: «Металлургия», 1982 г., 632с.

75 Coats A.W., Redfern J.P. Thermogravimetric Analysis: A Review // Analyst. - V.88 - 1963 - p.906-924.

76 Макаров Ю.И. Аппараты для смешения сыпучих материалов М.: Машиностроение, 1973. — 216 с.

77 Металлографическое травление металлов и сплавов: Справ. / Л. В. Баранова, Э. Л. Демина . - Москва : Металлургия, 1986 . - 256 с.

78 Вуль А.Я., Алексенский А.Е., Дидейкин А.Т. // Энциклопедия систем жизнеобеспечения, нанонауки и нанотехнологии. Издательский дом МАГИСТР-ПРЕСС, 2009. С. 832.

79 Petrov, I.; Detkov, P.; Drovosekov, A.; Ivanov, M.V.; Tyler, Т.; Shenderova, O.; Voznecova, N.P.; Toporov, Y.P.; Schulz, D. Nickel galvanic coatings co-deposited with fractions of detonation nanodiamond, Diamond and Relat. Mater., 2006, 15, 2035-2038.

80 Wang L., Gao Y., Xue O., Liu H., Xu T. Effects of nano-diamond particles on the structure and tribological property of Ni-matrix nanocomposite coatings Materials Science and Engineering.2005. A390. Issues 1-2. P. 313.

81 Molian P., Molian R., Nair R. Laser shock wave consolidation of nanodiamond powders on aluminum 319 Applied Surface Science. 2009. V. 255. P. 3859.

82 K. Hanada, K. Yamamoto, T. Taguchi, E. Osawa, M. Inakuma, V. Livramento, J.B. Correia, N. Shohoji Further studies on copper nanocomposite with dispersed single-digit-nanodiamond particles Diamond & Related Materials. 2007. V. 16. P. 2054.

83 Lee D.W., Tolochko O., Choi C.J., Kim B.K. Aluminium oxide dispersion strengthened copper produced by thermochemical process Powder Metallurgy. 2002. V. 45.N3. P. 267.

84 Aleksenskiy, A.E.; Eydelman, E.D.; Vul', A. Ya. Deagglomeration of Detonation Nanodiamonds Nanoscience and Nanotechnology Letters. 2011. V. 3. P. 68

85 O.B. Толочко, Б.К. Ким. Механические свойства нанопорошкового сплава WC-ЮСО Научно-технические ведомости СПбГТУ. 2003.№ 3 (33). С. 74.