CC BY
5
УДК 669.71 : 621.762 : 620.178.1
Влияние состава армирующей фазы на структуру
и абразивную износостойкость упрочненных частицами B4C и SiC алюмоматричных композитов
С.В. Гладковский, С.В. Петрова, Р.А. Саврай, Т.С. Черкасова
Институт машиноведения им. Э.С. Горкунова УрО РАН, Екатеринбург, 620049, Россия
Упрочненные керамическими частицами алюмоматричные композиты широко используются в узлах и деталях, интенсивно работающих на трение и износ в присутствии абразивных частиц. Данная работа направлена на изучение влияния дисперсности и доли армирующих фаз B4C и SiC от 0 до 25 мас. % в составе порошковой смеси на микроструктуру, микромеханические свойства и абразивную износостойкость алюмоматричных композитов. Установлено, что частицы армирующих фаз B4C и SiC способствуют измельчению алюминиевой матрицы. Микромеханические свойства, определенные методом инструментального микроиндентирования, показали, что твердость композитов превосходит твердость спеченного алюминия, а композит Al-25 % SiC обладает наиболее высокой способностью сопротивляться механическому воздействию по сравнению с другими исследованными композитами. Установлено также, что наибольшей абразивной износостойкостью при испытаниях образцов по закрепленному электрокорунду по схеме «палец - пластина» обладают композиты Al-25 % SiC и Al-12.5 % В4С-12.5 % SiC, а минимальной — композит Al-25 % B4C. Износ материалов протекает по адгезионному и абразивному механизмам с формированием характерных канавок износа и ямок отрыва.
Ключевые слова: алюмоматричные композиционные материалы, упрочняющие керамические частицы, микроструктура, инструментальное микроиндентирование, абразивный износ
DOI 10.55652/1683-805X_2024_27_3_102-115
Influence of the reinforcement phase composition on the structure and abrasive wear resistance of aluminum matrix composites reinforced with B4C and SiC
S.V. Gladkovsky, S.V. Petrova, R.A. Savrai, and T.S. Cherkasova
Institute of Engineering Science UrB RAS, Ekaterinburg, 620049, Russia
Aluminum matrix composites reinforced with ceramic particles are widely used in parts and components operating under sever friction and wear in the presence of abrasive particles. This work investigates the effect of the dispersion and the amount of B4C and SiC reinforcements ranging from 0 to 25 wt % in the initial powder mixture on the microstructure, micromechanical properties, and abrasive wear resistance of aluminum matrix composites. It is shown that B4C and SiC reinforcement particles contribute to the refinement of the aluminum matrix. Micromechanical properties determined by instrumented microindentation indicate that the hardness of the composites exceeds the hardness of sintered aluminum, and Al-25% SiC composite has the highest mechanical load resistance compared to other composites studied. Pin-on-plate wear tests of samples sliding against fixed electrocorundum grains revealed the greatest abrasive wear resistance of Al-25% SiC and Al-12.5% В4С-12.5% SiC composites, and the minimum resistance was observed for Al-25% B4C. These materials demonstrate adhesive and abrasive wear behavior with the formation of characteristic wear grooves and peeling pits.
Keywords: aluminum matrix composites, ceramic reinforcement particles, microstructure, instrumented microindentation, abrasive wear
© Гладковский С.В., Петрова С.В., Саврай Р.А., Черкасова Т.С., 2024
1. Введение
Широкое использование с середины 60-х годов XX века в качестве альтернативы традиционным сталям и сплавам на основе Бе, А1, Т1 и N1 получили композиционные материалы с металлической и неметаллической матрицей и разным типом наполнителя. По сравнению с монолитными металлическими материалами, композиционные материалы обладают наилучшим и, в ряде случаев, уникальным комплексом физико-механических и функциональных свойств [1]. В последнее время во многих странах активно ведутся разработка и исследование особой группы композиционных материалов — алюмоматричных композитов на основе алюминия или алюминиевых сплавов, армированных высокотвердыми наполнителями фС, АЬОз, Т1С, В4С, Т1В2, 2гБ2> [2-4]. Благодаря сочетанию высокой удельной прочности, сопротивления хрупкому разрушению, износостойкости и модуля упругости наряду с низким коэффициентом термического расширения, высокой теплопроводностью, химической инертностью, радиационной и противобаллистической защищенностью [5] данные материалы в настоящее время эффективно применяются в авиакосмической технике, автомобилестроении и транспортном машиностроении. Процессы получения алю-моматричных композитов весьма разнообразны и могут проводиться в жидкофазном (литейные методы), жидко-твердофазном (метод инфильтрации расплава через каркас, механическое замешивание частиц наполнителей в матричные расплавы, искровое плазменное спекание) и твердофазном (методы порошковой металлургии) состояниях исходных компонентов [6, 7]. Преимуществом порошковой металлургии перед остальными способами получения композитов является формирование прочной адгезионной связи между порошками матричного сплава и упрочнителя, обеспечение высокой плотности композита и одновременное его деформационное упрочнение под действием приложенного внешнего давления [8].
Важным эксплуатационным требованием, предъявляемым к алюмоматричным композитам, является повышенное сопротивление различным видам износа. Основными факторами, определяющими трибологические свойства алюмоматрич-ных композитов в условиях абразивного и адгезионного изнашивания, являются состав и структура испытуемого материала, а также величина действующей нагрузки и скорости изнашивания [9-11]. При этом работы по изучению влияния со-
става и структуры на износостойкость алюмоматричных композитов чаще всего ограничиваются варьированием объемной доли упрочнителя [12] или/и его дисперсности [13]. Известно, что увеличение объемной доли армирующих частиц в композите приводит к снижению скорости износа материала. Вместе с тем плато на данной зависимости достигается при содержании наполнителя свыше 20 %. Заметное повышение трибологических свойств наблюдается для алюмоматричных композитов на основе термически упрочняемых матричных сплавов после обработки по режиму дисперсионного твердения (закалка + старение). Наибольший уровень износостойкости достигается в композитах на основе Al-Si сплава, упрочненного частицами SiC после старения при температуре 200 °C в течение 5 ч [14]. Результаты публикаций по влиянию объемной доли [15-17] и размера [18-20] упрочнителей на износостойкость композитов достаточно противоречивы. Увеличение в составе доли и размера армирующего компонента может приводить как к повышению, так и к снижению износостойкости композита, что подтверждает комплексное влияние параметров композиционной системы на его свойства. Следует отметить, что большинство указанных выше исследований по изучению трибологических свойств алюмоматричных композитов относятся в основном к испытаниям в условиях сухого трения по схеме «палец - диск» и полученные результаты характеризуют сопротивление данных материалов адгезионному износу. В то же время исследования износостойкости алюмоматричных композитов, подвергнутых абразивному износу, весьма ограничены. Вместе с тем известно, что многие детали сельскохозяйственных, дорожно-строительных, горных, транспортных машин и авиационной техники работают преимущественно в условиях абразивного изнашивания [21].
Среди факторов, оказывающих влияние на интенсивность и механизмы абразивного изнашивания, исследователи выделяют размер абразивных частиц, величину действующей при испытаниях нагрузки [22-25], уровень твердости и вязкости разрушения (трещиностойкости) матрицы [26, 27]. Согласно данным Рабиновича и Матиса [25], при превышении определенного (критического) размера абразивных частиц скорость изнашивания становится независимой от их размера. Известно также [25-27], что указанный критический размер абразивных частиц определяется различием в твердости этих частиц и матрицы. Влияние
типа и объемной доли армирующих частиц на износостойкость алюмоматричных композитов изучено недостаточно. Отмечается только, что в соответствии с критерием Аксена и Джекобсона [28], удельное сопротивление алюмоматричных композитов абразивному износу представляет собой суммарное удельное сопротивление изнашиванию матрицы и упрочнителя с учетом их объемной доли в композите. Поэтому для получения заданного комплекса механических и трибологи-ческих свойств композита необходимо не только обоснованно выбирать состав матричного металла (сплава) различных уровней прочности и пластичности, но и определять оптимальную объемную долю каждого компонента упрочнителя, принимая во внимание такие факторы, как форма, дисперсность и характер его распределения в матрице, прочность адгезионной связи между некогерентными материалами.
В этой связи целью данной работы являлись исследование влияния типа упрочнителя (B4C, SiC или их комбинация) и его содержания (до 25 мас. %) на микроструктуру, микромеханические свойства и абразивную износостойкость алю-моматричных композитов, полученных методом горячего прессования, а также оценка особенностей их разрушения в процессе абразивного изнашивания.
2. Экспериментальная часть
2.1. Материалы и подготовка образцов
В качестве объектов исследования использовали алюмоматричные композиты, упрочненные дисперсными частицами B4C, SiC (в количестве 25 мас. %) или их смесью (в количестве 12.5 мас. % для каждого компонента), а также спеченный образец из скомпактированного порошка алюминия без упрочнителя. Материалами для получения спеченных заготовок являлись порошки алюминия (марки ПА-4), карбида бора и карбида кремния, микрофотографии которых представлены на рис. 1, а, в, д. Для изучения фракционного состава порошков был проведен гранулометрический анализ с использованием лазерного анализатора частиц Ласка. Были определены характеристические и средние размеры частиц исследованных порошков (табл. 1), а также построены графики распределения частиц по размерам (рис. 1, б, г, е).
Изготовление спеченного алюминия и алюмоматричных композитов на основе смесей Al +
25 мас. % В4С, Al + 25 мас. % SiC, Al + 12.5 мас. % B4C + 12.5 мас. % SiC проводили методом горячего прессования на прессе высокого давления с усилием 882.6 кН (90 тс) при температурах 500 и 560 °С. Для проведения процесса горячего прессования были предварительно спроектированы и изготовлены стальные контейнеры, чтобы обеспечить компактирование порошковых смесей и получение заготовок диаметром 36-38 мм и высотой 9-10 мм. Давление в контейнере варьировалось в пределах 304-480 МПа.
2.2. Методы исследования и измерений
Определение кажущейся плотности исследованных порошковых материалов проводили в соответствии со стандартом ISO 5017:2013 [29]. Под кажущейся плотностью рь порошковых материалов понимают плотность образцов без учета их возможной пористости и рассчитывают как отношение массы сухого вещества к его общему объему. Относительную плотность рг исследованных порошковых материалов рассчитывали как отношение экспериментальных значений кажущейся плотности рь к теоретической плотности pth композиционного материала с учетом весового содержания компонентов.
С целью определения микромеханических свойств спеченного алюминия и алюмоматрич-ных композитов проводили инструментальное микроиндентирование с записью диаграммы на-гружения на измерительной системе Fisherscope HM2000 XYm с использованием индентора Вик-керса и программного обеспечения WIN-HCU при максимальной нагрузке 300 мН, времени на-гружения 5 с, выдержке при нагрузке 20 с и времени разгрузки 5 с. Микроструктуру композитов исследовали методом дифракции обратнорассеян-ных электронов (EBSD) с использованием сканирующего электронного микроскопа Tescan Vega II XMU, анализатора Oxford HKL Nordlys F+ и программного обеспечения Aztec при ускоряющем напряжении 20 кВ.
2.3. Испытания на износ
Испытания на абразивную износостойкость проводили на лабораторной трибологической установке по схеме «палец - пластина» на воздухе путем возвратно-поступательного скольжения поверхности образцов по закрепленному электрокорунду зернистостью 160 мкм (шлифовальная шкурка марки 14А 16-Н по ГОСТ 6452-82) при нормальной нагрузке 29.4 Н (3 кгс), средней ско-
Рис. 1. Изображения, полученные с помощью сканирующей электронной микроскопии (а, в, д), и распределение частиц по размерам (б, г, е) для порошков А1 (а, б), В4С (в, г) и Б1С (д, е). В — размер частиц, р — дифференциальное распределение, Q — кумулятивное распределение (цветной в онлайн-версии)
Таблица 1. Результаты гранулометрического анализа порошков
Порошок Ба, мкм Б10, мкм Б25, мкм Б50, мкм Б75, мкм Б90, мкм Б99, мкм
А1 84.1 37.9 52.5 74.1 103.6 144.1 251.7
В4С 6.5 2.9 4.1 5.8 8.1 11.2 19.6
255.8 152.4 190.6 241.2 304.0 380.5 551.7
Примечание: Ба — средний размер частиц; Бх — характеристический размер частиц определенной доли х от общего объема порошка.
рости скольжения 0.18 м/с, длине рабочего хода 100 мм и поперечном смещении 0.5 мм после каждого двойного хода образца. Общий путь трения 5 при этом составил 5 м. Использовали призматические образцы с размерами 8 * 8 * 10 мм, площадь испытываемой поверхности образцов составила 64 мм2. Перед испытаниями образцы притирали до достижения равномерного контакта поверхности образца с абразивом. Взвешивание образцов до и после испытаний проводили на лабораторных весах с точностью 0.05 мг. В результате взвешивания определяли потери массы образца Ат. Интенсивность абразивного изнашивания рассчитывали по формуле V = Ат/(р5), где V — объемная интенсивность изнашивания, мм3/м; Ат — потери массы образца, г; р — плотность материала образца, г/мм3; 5 — общий путь трения, м.
3. Результаты исследований и их обсуждение
3.1. Микроструктурные исследования
Результаты измерения плотности порошковых материалов представлены в табл. 2. Установлено, что образцы спеченного алюминия вместе с композитами А1-25 % 81С и А1-12.5 % В4С-12.5 % БЮ имеют наиболее высокие значения кажущейся плотности (ръ = 2.54-2.56 г/см3) [30]. Минимальная кажущаяся плотность (ръ = 2.38 г/см3) наблюдается у композита А1-25 % В4С. Более низкие, чем у других исследованных материалов, значения плотности композита А1-25 % В4С объясняются более низкой плотностью карбида бора В4С
(2.52 г/см3) по сравнению с карбидом кремния 81С (3.21 г/см3) и алюминием (2.7 г/см3). Более низкая, чем у спеченного алюминия, относительная плотность исследованных композитов связана с большим различием размера частиц армирующих компонентов В4С, 81С и матричного порошка алюминия, что затрудняет формирование плотного композита. Полученные результаты хорошо согласуются с данными работы [31], где показано, что порошки матрицы и армирующего материала, имеющие близкую морфологию и размерную фракцию, являются предпочтительными для получения высокоплотных алюмоматричных композитов.
По результатам микроструктурных исследований с применением БВББ-анализа было установлено, что средний размер зерен алюминиевой матрицы спеченного алюминия составляет 9 мкм (рис. 2, а). Добавка мелкодисперсного порошка карбида бора способствует измельчению зерен-ной микроструктуры алюминиевой матрицы в композите А1-25 % В4С до = 4.4 мкм (рис. 2, б). Подобное измельчение зеренной структуры матричного сплава также наблюдали в других А1/В4С композитах [32-34]. Поскольку порошки А1 и В4С сильно различаются по размеру частиц, то армирующие частицы распределяются вокруг более крупных частиц алюминиевого порошка в виде сетки, что может снижать ударную вязкость композита и приводить к хрупкому разрушению по границе сетки (рис. 3, а). Кроме того, отсутствие металлической матрицы внутри агломератов керамических частиц свидетельствует о слабой ад-
Таблица 2. Значения плотности спеченного алюминия и алюмоматричных композитов
Материал Кажущаяся плотность ръ, г/см3 Относительная плотность рг, %
А1 2.56 94.8
А1-25 % В4С 2.38 89.6
А1-25 % БЮ 2.55 90.2
А1-12.5 % В4С-12.5 % БЮ 2.54 92.7
Рис. 2. Карты ориентировок спеченного алюминия (а), композитов А1-25 % В4С (б), А1-25 % Б1С (в) и А1-12.5 % В4С-12.5 % Б1С (г). Средний размер зерна алюминиевой матрицы = 9.0 (а), 4.4 (б), 6.0 (в), 4.0 мкм (г) (цветной в онлайн-версии)
гезионной связи между частицами карбида бора между собой, поскольку спекание керамических частиц с образованием межатомных связей невозможно при температуре прессования данных порошковых смесей. Таким образом, образование агломератов армирующих частиц повышает вероятность зарождения и развития трещин в этих агломератах и снижает общий уровень механических и эксплуатационных свойств композитов.
Как можно видеть на рис. 2, в, добавка крупного порошка БЮ в количестве 25 мас. % также способствует измельчению зеренной структуры алюминиевой матрицы, хотя и в меньшей степени (до 6 мкм). Вокруг армирующих частиц наблюдаются
более мелкие зерна алюминия, чем в областях, отдаленных от этих частиц. Это объясняется разницей в деформационном поведении матрицы и включений и возникновением в процессе прессования вблизи твердых керамических частиц более высоких сжимающих напряжений, которые вызывают более интенсивную пластическую деформацию матрицы в окрестностях межфазных границ. В этом случае межфазные границы препятствуют плавному движению дислокаций через матрицу по ее плоскостям скольжения и являются эффективными источниками и стоками решеточных дислокаций. Как следствие, при деформации композита на межфазных границах матрицы и вклю-
Рис. 3. Карты фаз композитов Al-25 % В4С (а), Al-25 % SiC (б) и Al-12.5 % B4C-12.5 % SiC (в). Al — зеленый; B4C — желтый; SiC — синий (цветной в он-лайн-версии)
чений инициируются процессы динамической по-лигонизации и рекристаллизации с образованием более мелких зерен [33].
Различное влияние частиц B4C и SiC на измельчение микроструктуры алюминиевой матрицы при одинаковом их весовом содержании в композитах может быть связано с разной размерной фракцией этих двух упрочнителей (рис. 1). Площадь поверхности у мелкодисперсного порошка B4C значительно больше, чем у крупного порошка SiC, поэтому степень пластической деформации, протекающей вблизи границы «матрица - упрочнитель» будет выше, чем в композите Al-25 % SiC. Однако поскольку в композите Al-25 % В4С часть частиц B4C была связана в агломераты (рис. 3, а), измельчение зеренной структуры алюминиевого сплава не было реализовано в полной мере. Добавка смеси армирующих частиц мелкодисперсного порошка B4C (12.5 мас. %) и крупного порошка SiC (12.5 мас. %) обеспечивает измельчение микроструктуры матрицы до 4мкм (рис. 2, г). Достигнутый результат сопоставим с результатом трансформации зеренной структуры алюминиевой матрицы композита Al-25 % B4C при добавке только 25 мас. % порошка B4C (рис. 2, б). При этом армирующие частицы B4C распределяются в структуре равномерно (рис. 3, в), а не в виде сетки, как в случае композита Al-25%B4C (рис. 3, а). Это, по-видимому, обусловлено более низким содержанием дисперсных частиц карбида бора (12.5 мас. %), чем в композите Al-25 % B4C, а также ролью крупных частиц SiC в дроблении протяженных агломератов частиц B4C. По-видимому, более равномерное распределение частиц B4C в композите Al-12.5 % B4C-12.5 % SiC (рис. 3, в) послужило причиной измельчения зе-ренной микроструктуры матрицы до уровня, достигнутого в композите с более высоким (25 мас. %) содержанием B4C.
3.2. Микромеханические характеристики
По результатам микроиндентирования были определены такие параметры, как максимальная глубина вдавливания индентора hmax, остаточная
глубина вдавливания индентора после снятия на*
грузки hp, контактный модуль упругости E , твердость по Мартенсу HM, твердость вдавливания при максимальной нагрузке Иц, работа обратной упругой деформации вдавливания We, общая механическая работа вдавливания Wt [35] (табл. 3).
Как следует из табл. 3, значения максимальной hmax и остаточной hp глубины вдавливания инден-
Таблица 3. Результаты микроиндентирования спеченного алюминия и алюмоматричных композитов
Материал ¿тах, мкм Нр, мкм НМ, ГПа Ий-, ГПа Е*, ГПа Ше, мкДж Шх, мкДж
А1 5.6 ± 0.1 5.5 ± 0.1 0.36 ± 0.02 0.39 ± 0.02 73 ± 11 0.020 ± 0.002 0.59 ± 0.02
А1-25 % В4С 5.0 ± 0.4 4.8 ± 0.4 0.48 ± 0.06 0.53 ± 0.07 103 ± 19 0.030 ± 0.002 0.52 ± 0.04
А1-25 % БЮ 4.9 ± 0.4 4.7 ± 0.4 0.48 ± 0.09 0.54 ± 0.10 99 ± 12 0.020 ± 0.002 0.48 ± 0.07
А1-12.5 % В4С-12.5 % БЮ 5.1 ± 0.3 4.9 ± 0.3 0.45 ± 0.06 0.48 ± 0.07 105 ± 21 0.020 ± 0.004 0.52 ± 0.05
тора для алюмоматричных композитов ниже, чем для спеченного алюминия. Показатели глубины вдавливания индентора (/2тах, Нр) находятся в обратной корреляционной зависимости с показателями твердости, поэтому вполне закономерно, что значения твердости по Мартенсу НМ и твердости вдавливания при максимальной нагрузке И1Т для алюмоматричных композитов превосходят значения данных показателей для спеченного алюминия. В получении более высоких значений твердости композитов основная роль отводится наличию высокотвердых керамических частиц в мягкой матрице и формированию более мелкозернистой структуры алюминиевой матрицы в процессе прессования порошковой композиционной смеси (рис. 2). Работа обратной упругой деформации вдавливания Же для композитов существенно не изменяется. Напротив, значения общей механической работы вдавливания которая состоит из работы пластической деформации и работы упругого восстановления, уменьшаются для алю-моматричных композитов по сравнению со спеченным алюминием. Это объясняется снижением способности алюмоматричных композитов с керамическими упрочнителями к пластическому деформированию и, следовательно, снижением значений работы пластической деформации.
Экспериментальные значения контактного мо*
дуля упругости Е спеченного алюминия (73 ГПа, табл. 3) близки к справочным значениям модуля упругости алюминия (Е=70 ГПа [35]). Упрочнение алюминиевой матрицы крупными частицами БЮ (Е = 460 ГПа [36]) приводит к значительному увеличению Е для композита А1-25 % 81С до 99 ГПа. Однако упрочнение алюминиевой матри-
цы дисперсными частицами В4С (Е=429 ГПа [37]) приводит к еще большему увеличению Е для композитов А1-25 % В4С и А1-12.5 % В4С-12.5 % 81С — до 103 и 105 ГПа соответственно. По-видимому, это связано с более высокой вероятностью индентирования области матрицы, содержащей высокодисперсные частицы В4С, чем довольно крупные частицы БЮ. На рост контактного модуля упругости в композитах А1-25 % В4С и А1-12.5 % В4С-12.5 % 81С также влияет возникновение дальнодействующих полей высоких внутренних напряжений, источниками которых в первую очередь являются некогерентные границы «матрица - упрочнитель», высокоугловые границы зерен и их тройные стыки.
Кроме того, с использованием результатов инструментированного микроиндентирования были рассчитаны параметры, отражающие способность материалов сопротивляться механическому контактному воздействию: удельная контактная твер-*
дость Ии/Е (отношение твердости вдавливания к контактному модулю упругости) и упругое восстановление Ле = ((¿тах - ¿р)/йтах) • 100 %, которые характеризуют упругую деформацию и, следовательно, способность материала сопротивляться нагружению без пластической деформации [38]. Степенное отношение И:3Т/Е*2 принято считать характеристикой сопротивления материала пластической деформации после начала течения, поскольку указанное степенное отношение пропорционально напряжению течения материала. Данные табл. 4 показывают, что параметры Ле, И1Т/ Е* и И 3Т/ Е*2 достигают наибольшего значения для композита А1-25 % 81С, что свидетельствует о его более высокой способности сопро-
Таблица 4. Параметры Ле, Ип/Е*, Ип^/Е*2 для спеченного алюминия и алюмоматричных композитов
Материал Ле, % И^/Е И1Т3/Е*2, ГПа
А1 1.78 0.0053 1.11 • 10-5
А1-25 % В4С 4.00 0.0051 1.40 • 10-5
А1-25 % БЮ 4.08 0.0055 1.61 • 10-5
А1-12.5 % В4С-12.5 % Б1С 3.92 0.0046 1.00 • 10-5
тивляться механическому контактному воздействию по сравнению с другими композитами и о более значимой роли крупных частиц 81С в повышении свойств композита А1-25 % 81С.
3.3. Трибологические свойства
Согласно результатам трибологических испытаний, представленным на рис. 4, композит А1-25 % В4С обладает наименьшей износостойкостью (наибольшей объемной интенсивностью изнашивания w = 4.67 мм3/м) среди исследованных порошковых материалов. Пониженная износостойкость композита А1-25 % В4С может быть связана с особенностями распределения частиц В4С в алюминиевой матрице в виде сетки агломератов, что обусловлено их высокой дисперсностью по сравнению с порошком алюминия (рис. 1). Как видно из рис. 3, а, после смешивания и компактирования порошковой смеси армирующие частицы распределены по границам более крупных частиц алюминия в несколько слоев, образуя тем самым несвязанные между собой скопления частиц карбида бора с повышенной пористостью. Такой характер распределения дисперсных частиц приводит к растрескиванию композита и быстрому удалению частиц упрочняющей фазы в ходе испытаний на износ. Эти результаты хорошо согласуются с данными работы [39], в которой алюмоматричный композит с большим содержанием (10 %) В4С демонстрирует более низкую износостойкость, чем композит с меньшим содержанием (5 %) В4С.
Наиболее высокой стойкостью к абразивному износу обладают композиты А1-25 % 81С и А1-12.5 % В4С-12.5 % 81С, для которых получена
А1/В4С А1/81С А1/В4С/81С
Рис. 4. Объемная интенсивность изнашивания w спеченного алюминия и алюмоматричных композитов
объемная интенсивность изнашивания w = 0.74 и 0.73 мм3/м соответственно. Опираясь на результаты работы [40], в которой показано положительное влияние низкодисперсных частиц 81С на износостойкость алюмоматричных композитов, можно предположить, что для исследованного композита А1-12.5 % В4С-12.5 % 81С наличие дисперсных частиц В4С, равномерно распределенных в матрице, также обеспечило пониженную интенсивность изнашивания данного композита (^ = 0.73 мм3/м), даже более низкую, чем у композита, армированного только крупными частицами 81С (^ = 0.74 мм3/м). Объяснение влияния дисперсных частиц на износостойкость композита приводится в работе [11], согласно которому уменьшение размера армирующих частиц создает условия для увеличения степени пластической деформации в нижележащем слое под поверхностью изнашивания. Упрочнение нижележащего слоя, в свою очередь, снижает абразивный износ композита. Однако важно отметить, что упрочнение алюмоматричных композитов только частицами В4С, характеризующимися высокой дисперсностью и твердостью, не обеспечило композиту более высокую износостойкость. Напротив, композит А1-25 % В4С показал наибольшую интенсивность изнашивания, что, очевидно, обусловлено неравномерным распределением частиц. Эти результаты указывают на то, что важную роль в формировании трибологических свойств играют не только размер армирующих частиц, но также характер их распределения и адгезионная связь между матрицей и частицами. Наличие агломератов керамических частиц, характеризующихся высокой пористостью и, соответственно, отсутствием или слабой связью с матрицей, способствовало снижению износостойкости данного композита несмотря на высокую дисперсность частиц В4С. Таким образом, характер распределения армирующих частиц и адгезионная связь между частицами и матрицей являются наиболее существенными факторами, которые влияют на трибологические свойства алюмоматричных композитов.
Анализ данных микроиндентирования и результатов испытаний на абразивный износ не выявил однозначной связи между микромеханическими характеристиками (табл. 3 и 4) и интенсивностью изнашивания спеченного алюминия и алюмоматричных композитов (рис. 4). Это обусловлено различным влиянием на данные характеристики таких факторов, как адгезионная проч-
ность, состав и дисперсность композитной смеси, а также характер распределения армирующих частиц в матрице. Например, адгезионная прочность между армирующими частицами и матрицей слабо влияет на микромеханические свойства при приложении сжимающей нагрузки по нормали к поверхности, как в случае индентирования, но имеет важное определяющее значение при сдвиговых нагрузках, как в случае испытания на абразивный износ.
3.4. Фрактографический анализ поверхностей изнашивания
Исследования с помощью сканирующей электронной микроскопии на разных масштабных уровнях показали, что поверхности изнашивания порошковых материалов имеют признаки как абразивного, так и адгезионного износа, характерные особенности которого можно наблюдать при большем увеличении (рис. 5). Участки абразивного износа имеют характерную направленную шероховатость с канавками износа. Преобладающим механизмом изнашивания является микрорезание, о чем свидетельствуют острые края канавок износа (рис. 5). Адгезионный износ характеризуется такими элементами, как ямки отрыва, и обусловлен налипанием вязкой алюминиевой матрицы на частицы абразива, что приводит к схватыванию и отделению микрообъемов матрицы в процессе изнашивания.
Можно отметить, что поверхность изнашивания спеченного алюминия характеризуется более широкими канавками износа (рис. 5, а, б), чем поверхность изнашивания алюмоматричного композита (рис. 5, в-з). Это обусловлено наличием высокотвердых керамических частиц и наблюдаемым измельчением зеренной структуры алюминиевой матрицы композитов (рис. 2). Поверхность изнашивания композита А1-25 % Б1С более гладкая, чем поверхности изнашивания других алюмоматричных композитов (рис. 5). Это обусловлено тем, что крупные частицы Б1С образуют защитный каркас, который затрудняет контакт абразивных частиц с поверхностью и приводит к эффекту выглаживания. В композитах А1-25 % БЮ и А1-12.5 % В4С-12.5 % БЮ частицы БЮ имеют достаточно высокую адгезионную связь с матрицей и преимущественно не выкрашиваются из алюминиевой основы при контакте с абразивными частицами, а больше углубляются в мягкий слой алюминиевой матрицы, тем самым снижая скорость износа композитов.
В работе [13] было установлено, что в алюмо-матричном композите, армированном частицами Б1С разных размеров (80, 40 и 15 мкм), крупные частицы оказывают более значительное влияние на повышение износостойкости композиционного материала, чем дисперсные частицы. Однако особо крупные частицы Б1С имеют склонность к растрескиванию и разрушению под воздействием абразива, что можно наблюдать на отдельных участках поверхностей изнашивания композитов (рис. 6). На поверхности изнашивания композита А1-12.5 % В4С-12.5 % БЮ канавки износа существенно короче за счет присутствия в микроструктуре разноразмерных керамических частиц и также имеются участки адгезионного износа в виде ямок отрыва (рис. 5, ж,з). Следовательно, дисперсные частицы В4С затрудняют отделение продуктов износа с поверхности образца при абразивном изнашивании. При отсутствии упроч-нителя этот процесс не прерывается и приводит к большему износу материала.
В целом при абразивном износе исследованных алюмоматричных композитов матрица изнашивается первой, оставляя выступы армирующих частиц, которые защищают матрицу от дальнейшего износа. Следует также отметить, что в ходе испытаний на износ температура изнашиваемых поверхностей повышается, что является достаточным для размягчения такого легкоплавкого металла, как алюминий, и в конечном итоге приводит к более быстрому износу [11]. Частицы В4С и Б1С препятствуют течению алюминиевой матрицы и снижают режущее действие абразива на поверхность. Таким образом, наличие разноразмерных упрочнителей в алюминиевой матрице обеспечивает комплексный эффект повышения абразивной износостойкости алюмоматричных композитов. Это согласуется с результатами работ [41, 42], в которых показано, что использование муль-тиразмерных порошков (две или более размерные фракции) позволяет значительно повысить трибо-логические свойства алюмоматричных композитов по сравнению с использованием армирующих частиц одного размера. Однако абразивная износостойкость таких композитов ранее не была исследована.
4. Выводы
Установлено, что армирующие частицы В4С и Б1С при содержании 25 мас. % обеспечивают измельчение зеренной микроструктуры алюминиевой матрицы до 4-6 мкм для композитов А1-25 %
Рис. 5. Поверхности изнашивания спеченного алюминия (а, б), композитов А1-25 % В4С (в, г), А1-25 % 81С (д, е) и А1-12.5 % В4С-12.5 % 81С (ж, з): 1 — абразивный износ; 2 — адгезионный износ. Сканирующая электронная микроскопия
Рис. 6. Изображение поверхности изнашивания, полученное с помощью сканирующей электронной микроскопии (а), и наложенные карты ЭДС (б) для композита А1-12.5 % В4С-12.5 % Б1С вблизи крупной частицы Б1С. В — красный, — зеленый, А1 — синий (цветной в онлайн-версии)
В4С, А1-25 % БЮ и А1-12.5 % В4С-12.5 % БЮ. С уменьшением размера армирующих частиц степень измельчения зерна алюминиевой матрицы возрастает. Комбинация упрочнителей разных размерных фракций и в равных долях обеспечивает наибольшую степень измельчения, что сопоставимо со степенью измельчения, достигаемой при использовании высокодисперсного упрочни-теля одной размерной фракции.
Проведение инструментированного микроин-дентирования позволило оценить параметры, определяющие способность исследованных материалов сопротивляться механическому контактному воздействию. Показано, что твердость композитов превосходит твердость спеченного алюминия, а композит А1-25 % БЮ обладает наибольшей способностью сопротивляться механическому воздействию по сравнению с другими композитами.
Установлено, что наибольшая стойкость к абразивному износу достигается для композитов А1-25 % БЮ и А1-12.5 % В4С-12.5 % БЮ. Это связано с тем, что крупные частицы БЮ образуют защитный каркас, что препятствует контакту абразивных частиц с поверхностью и снижает износ. В свою очередь, равномерно распределенные дисперсные частицы В4С затрудняют отделение продуктов износа с поверхности образца в процессе абразивного изнашивания. Выявленная для композита А1-25 % В4С наибольшая интенсивность изнашивания (наименьшая износостойкость) обусловлена неравномерным распределением арми-
рующих частиц B4C в алюминиевой матрице и его повышенной пористостью.
Исследования с помощью сканирующей электронной микроскопии показали, что поверхности изнашивания алюмоматричных композитов имеют признаки как абразивного, так и адгезионного износа с элементами, характерными для этих механизмов, такими как канавки износа и ямки отрыва. Частицы B4C и SiC препятствуют течению алюминиевой матрицы и снижают режущее действие абразива на поверхность, тем самым снижая интенсивность изнашивания композитов.
Благодарности
Экспериментальные исследования выполнены в ЦКП «Пластометрия» ИМАШ УрО РАН. Авторы также благодарны д.т.н. К.Г. Земляному (Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина) за помощь в измерении плотности и пористости композитов.
Финансирование
Работа выполнена в рамках государственного задания ИМАШ УрО РАН по теме № 1240206000 45-0.
Литература
1. Chung D.D.L. Composite Materials, Science and Applications. - New York: Springer, 2010.
2. Emamy M., Vaziri Yeganeh S.E., Razaghian A., Tavi-ghi K. Microstructures and tensile properties of hot-
extruded Al matrix composites containing different amounts of Mg2Si // Mater. Sci. Eng. A. - 2013. -V. 586. - P. 190-196. - https://doi.org/10.1016/j.msea. 2013.08.026
3. YangH.-J., Zhao Y.-T., Chen G., ZhangS.-L., ChenD.-B. Preparation and microstructure of in-situ (ZrB2 + Al2O3 + Al3Zr)p/A356 composite synthesized by melt direct reaction // Trans. Nonferrous Met. Soc. China. -2012. - V. 22. - No. 3. - P. 571-576. - https://doi.org/ 10.1016/S1003-6326(11)61215-6
4. Pugacheva N.B., Michurov N.S., Bykova T.M. The structure and properties of the 30Al-70SiC metal matrix composite material // Diagn. Resour. Mech. Mater. Struct. - 2015. - No. 6. - P. 6-18. - https://doi.org/ 10.17804/2410-9908.2015.6.006-018
5. Chawla N., Chawla K.K. Metal Matrix Composites. -New York: Springer, 2013.
6. Logesh K., Hariharasakthisudhan P., ArulMarcel Mo-shi A., Surya Raj an B., Sathickbasha K. Mechanical properties and microstructure of A356 alloy reinforced AlN/MWCNT/graphite/Al composites fabricated by stir casting // Mater. Res. Express. - 2020. - V. 7. -No. 1. - P. 1-14. - https://doi.org/10.1088/2053-1591/ab587d
7. Aghajanian M.K., Rocazella M.A., Burke J.T., Keck S.D. The fabrication of metal matrix composites by a pressureless infiltration technique // J. Mater. Sci. - 1991. - V. 26. - No. 2. - P. 447-454. - https:// doi.org/10.1016/0010-4361(91)90581-Z
8. Дорофеев В.Ю., Егоров С.Н. Межчастичное сращивание при формировании порошковых горячеде-формированных материалов. - М.: Металлургиз-дат, 2003.
9. Alizadeh M., Akbari beni H., Ghaffari M., Amini R. Properties of high specific strength Al-4 wt % Al2O3/ B4C nano-composite produced by accumulative roll bonding process // Mater. Des. - 2013. - V. 50. -P. 427-432. - https://doi.org/10.1016/j.matdes.2013. 03.018
10. Kwok J.K.M., Lim S.C. High-speed tribological properties of some Al/SiCp composites: I. Frictional and wear-rate characteristics // Compos. Sci. Technol. -1999. - V. 59. - No. 1. - P. 55-63. - https://doi.org/ 10.1016/S0266-3538(98)00055-4
11. Li H., Jiao L., Xu R., Li F., Lu S., Qiao Y., Li C., Zhang P. Surface wear behavior and friction and wear mechanism studies of A356/3 wt % Al3Zr composites // J. Mater. Eng. Perform. - 2021. - V. 30. - No. 5. -P. 3892-3902. - https://doi.org/10.1007/s11665-021-05707-2
12. Singla M., Singh L., Chawla V. Study of wear properties of Al-SiC composites // J. Miner. Mater. Charact. Eng. - 2009. - V. 8. - No. 10. - P. 813-819. -https://doi.org/10.4236/jmmce.2009.810070
13. Abdulmumin A.A., Abdul Maleque Md., Ali Mohammad Y. Wear characteristics of multiple particle size silicon carbide reinforced aluminium composite //
Adv. Mater. Res. - 2015. - V. 1115. - P. 174-177. -https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/AMR.1115. 174
14. Eshaghi A., Ghasemi H.M., Rassizadehghani J. Effect of heat treatment on microstructure and wear behavior of Al-Si alloys with various iron contents // Mater. Des. - 2011. - V. 32. - No. 3. - P. 1520-1525. -https://doi.org/10.1016/j.matdes.2010.10.014
15. Zou X.G., Miyahara H., Yamamoto K., Ogi K. Sliding wear behaviour of Al-Si-Cu composites reinforced with SiC particles // Mater. Sci. Technol. - 2003. -V. 19. - No. 11. - P. 1519-1526. - https://doi.org/10. 1179/026708303225007997
16. Venkataraman B., Sundararajan G. The sliding wear behaviour of Al-SiC particulate composites — I. Mac-robehaviour // Acta Mater. - 1996. - V. 44. - No. 2. -P. 451-460. - http://doi.org/10.1016/1359-6454(95) 00217-0
17. Jun D., Yao-Hui L., Si-Rong Y., Wen-Fang L. Dry sliding friction and wear properties of Al2O3 and carbon short fibres reinforced Al-12Si alloy hybrid composites // Wear. - 2004. - V. 257. - No. 9-10. - P. 930940. - https://doi.org/10.1016/j.wear.2004.05.009
18. Habibur Rahman Md., Mamun Al Rashed H.M. Characterization of silicon carbide reinforced aluminum matrix composites // Proc. Eng. - 2014. - V. 90. -P. 103-109. - https://doi.org/10.1016/j.proeng.2014. 11.821
19. PrasadS.V., AsthanaR. Aluminum metal-matrix composites for automotive applications: Tribological considerations // Tribol. Lett. - 2004. - V. 17. - No. 3. -P. 445-453. - https://doi.org/10.1023/B:TRIL.00000 44492.91991.f3
20. Kerti I., Toptan F. Microstructural variations in cast B4C-reinforced aluminium matrix composites (AMCs) // Mater. Lett. - 2008. - V. 62. - No. 8-9. - P. 12151218. - https://doi.org/10.1016/j.matlet.2007.08.015
21. Гаркунов Д.Н., Мельников Э.Л., Гаврилюк В.С. Триботехника: учебное пособие. - М.: КНОРУС, 2015.
22. §ahin i., Bekta§ A., Gul F., Qinici H. Modeling of wear behavior of Al/B4C composites produced by powder metallurgy // Mater. Test. - 2017. - V. 59. - No. 5. -P. 491-496. - https://doi.org/10.3139/120.111028
23. Prasad B.K., Das S., Jha A.K., Modi O.P., Dasgup-ta R., Yegneswaran A.H. Factors controlling the abrasive wear response of a zinc-based alloy silicon carbide particle composite // Compos. A. Appl. Sci. Ma-nuf. - 1997. - V. 28. - No. 4. - P. 301-308. -https://doi.org/10.1016/S1359-835X(96)00115-7
24. Sin H., Saka N., Suh N.P. Abrasive wear mechanisms and the grit size effect // Wear. - 1979. - V. 55. -No. 1. - P. 163-190. - https://doi.org/10.1016/0043-1648(79)90188-1
25. Rabinowicz E., Mutis A. Effect of abrasive particle size on wear // Wear. - 1965. - V. 8. - No. 5. - P. 381390. - https://doi.org/10.1016/0043-1648(65)90169-9
26. Moore M.A., Douthwaite R.M. Plastic deformation below worn surfaces // Metall. Trans. A. - 1976. - V. 7. -P. 1833-1839. - https://doi.org/10.1007/bfD2659813
27. Larsen-Badse J. Influence of grit size on the groove formation during sliding abrasion // Wear. - 1968. -V. 11. - No. 3. - P. 213-222. - https://doi.org/10. 1016/0043-1648(68)90559-0.
28. Axen N., Jacobson S. A model for the abrasive wear resistance of multiphase materials // Wear. -1994. -V. 174. - No. 1-2. - P. 187-199. - https://doi.org/10. 1016/0043-1648(94)90101-5
29. Dense Shaped Refractory Products—Determination of Bulk Density, Apparent Porosity and True Porosity. -ISO 5017: 2013.
30. Гладковский С.В., Петрова С.В., Черкасова Т.С., Пацелов А.М. Структура, физические и механические свойства алюмоматричных композитов, упрочненных карбидными частицами // МиТОМ. -2023. - № 1. - С. 55-62. - https://doi.org/10.30906/ mitom.2023.1.55-62
31. Gladkovsky S.V., Kuteneva S.V., Dvoynikov D.A., Ve-selova V.E. Parametrization of powder for Al/B4C metal matrix composites using the static image analysis method // AIP Conf. Proc. - 2018. - V. 2053. -Art. 040026. - https://doi.org/10.1063/L5084464
32. Chen H.S., Wang W.X., Li Y.L., Zhang P., Nie H.H., Wu Q.C. The design, microstructure and tensile properties of B4C particulate reinforced 6061Al neutron absorber composites // J. Alloys Compd. - 2015. -V. 632. - P. 23-29. - https://doi.org/10.1016/j.j allcom. 2015.01.048
33. Li Y.-L, Wang W.-X., Zhou J., Chen H.-S. Hot deformation behaviors and processing maps of B4C/Al6061 neutron absorber composites // Mater. Charact. -2017. - V. 124. - P. 107-116. - https://doi.org/10. 1016/j.matchar.2016.12.014
34. Chen H.S., Wang W.X., Li Y.L., Zhou J., Nie H.H., Wu Q.C. The design, microstructure and mechanical properties of B4C/6061Al neutron absorber composites fabricated by SPS // Mater. Des. - 2016. - V. 94. -P. 360-367. - https://doi.org/10.1016/j.matdes.2016. 01.030
35. Callister W.D. Materials Science and Engineering: An Introduction. - New York: Wiley, 2007.
36. Snead L.L., Nozawa T., Katoh Y., Byun T.-S., Kon-do S., Petti D.A. Handbook of SiC properties for fuel performance modeling // J. Nucl. Mater. - 2007. -V. 371. - No. 1-3. - P. 329-377. - https://doi.org/10. 1016/j .j nucmat.2007.05.016
37. Kuliiev R. Mechanical Properties of Boron Carbide (B4C): Electronic Theses and Dissertations. - Orlando, Florida: University of Central Florida, 2020. -https://stars.library.ucf.edu/etd2020/81
38. Макаров А.В., Саврай Р.А., Горкунов Э.С., Юровских А.С., Малыгина И.Ю., Давыдова Н.А. Структура, механические характеристики, особенности деформирования и разрушения при статическом и циклическом нагружении закаленной конструкционной стали, подвергнутой комбинированной деформационно-термической наноструктурирующей обработке // Физ. мезомех. - 2014. - Т. 17. - № 1. -C. 5-20. - https://doi.org/10.24411/1683-805X-2014-00011
39. Tang F., Wu X., Ge S., Ye J., Zhu H., Hagiwara M., Schoenung J.M. Dry sliding friction and wear properties of B4C particulate-reinforced Al-5083 matrix composites // Wear. - 2008. - V. 264. - No. 7-8. - P. 555561. - https://doi.org/10.1016/j.wear.2007.04.006
40. Chang F., Gu D., Dai D., Yuan P. Selective laser melting of in-situ Al4SiC4 + SiC hybrid reinforced Al matrix composites: Influence of starting SiC particle size // Surf. Coat. Technol. - 2015. - V. 272. - P. 15-24. -https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2015.04.029
41. Bindumadhavan P.N., Wah H.K., Prabhakar O. Dual particle size (DPS) composites: Effect on wear and mechanical properties of particulate metal matrix composites // Wear. - 2001. - V. 248. - No. 1-2. - P. 112120. - https://doi.org/10.1016/S0043-1648(00)00546-9
42. Gezici L.U., Ozer E., Sarpkaya 1., Qavdar U. The effect of SiC content on microstructural and tribological properties of sintered B4C and SiC reinforced Al-Cu-Mg-Si matrix hybrid composites // Mater. Test. -2022. - V. 64. - No. 4. - P. 502-512. - https://doi.org/ 10.1515/mt-2021-2103
Поступила в редакцию 29.12.2023 г., после доработки 29.12.2023 г., принята к публикации 27.02.2024 г.
Сведения об авторах
Гладковский Сергей Викторович, д.т.н., гнс, зав. лаб. ИМАШ УрО РАН, [email protected] Петрова Светлана Валерьевна, к.т.н., нс ИМАШ УрО РАН, [email protected] Саврай Роман Анатольевич, к.т.н., внс, зав. лаб. ИМАШ УрО РАН, [email protected] Черкасова Татьяна Сергеевна, мнс ИМАШ УрО РАН, [email protected]
