CC BY
32
УДК 669.3'26'784, 539.89
Структура и износостойкость нанокомпозитов Cu-Cr3C2
М.А. Еремина1, И.С. Трифонов2, С.Ф. Ломаева1, В.В. Тарасов3, С.Н. Паранин4, С.В. Заяц4
1 Физико-технический институт УрО РАН, Ижевск, 426000, Россия 2 Ижевский государственный технический университет им. М.Т. Калашникова, Ижевск, 426069, Россия 3 Институт механики УрО РАН, Ижевск, 426067, Россия 4 Институт электрофизики УрО РАН, Екатеринбург, 620016, Россия
Исследованы микроструктурное состояние и абразивная износостойкость нанокомпозитных образцов Си-СГзС2 с объемным содержанием карбида 5 и 30 %, полученных магнитно-импульсным прессованием порошков, механосинтезированных из смеси меди, хрома и графита или смеси меди и хрома в ксилоле. Показано, что наиболее высоким уровнем износостойкости обладают образцы, полученные механосинтезом в ксилоле, которые характеризуются равномерным распределением карбидных включений нанометрового размера в медной матрице.
Ключевые слова: механосинтез, нанокомпозиты, микротвердость, износостойкость
Structure and wear resistance of Cu-Cr3C2 nanocomposites
M.A. Eremina1, I.S. Trifonov2, S.F. Lomaeva1, V.V. Tarasov3, S.N. Paranin4, and S.V. Zayats4
1 Physical-Technical Institute UrB RAS, Izhevsk, 426000, Russia 2 Kalashnikov Izhevsk State Technical University, Izhevsk, 426069, Russia 3 Institute of Mechanics UrB RAS, Izhevsk, 426067, Russia 4 Institute of Electrophysics UrB RAS, Ekaterinburg, 620016, Russia
This paper explores the microstructural state and abrasive wear resistance of Cu-G^G nanocomposite samples with a 5 and 30 % carbide volume fraction produced by magnetic pulsed compaction of powders mechanosynthesized from a copper, chromium and graphite mixture, or from a copper and chromium mixture in xylol. The highest wear resistance is observed in the samples produced by mechanosynthesis in xylol, which exhibit a homogeneous distribution of nanosized carbide particles in the copper matrix.
Keywords: mechanosynthesis, nanocomposites, microhardness, wear resistance
1. Введение
Медь и ее сплавы благодаря высоким значениям теплопроводности и электропроводности имеют широ-
кое применение в качестве контактных электродных
материалов. Однако зачастую их применимость снижается из-за недостаточного уровня механических характеристик и износостойкости. Постоянно ведется поиск наиболее перспективных и эффективных условий синтеза сплавов и композитов на основе меди с улучшенными свойствами. В последнее время интенсивно исследуются нанокомпозиты на основе меди с добавками тугоплавких карбидов, полученные механосинтезом с последующим компактированием порошков [1-
4]. Композиты с малым содержанием карбида невозможно получить твердофазным механосинтезом с использованием графита из-за высокой пластичности меди. Наиболее простым и эффективным методом синтеза карбидосодержащих нанокомпозитов в широком диапазоне концентраций оказалось механическое сплавление металлов в жидкой углеводородной среде [например, 5-8]. Высокая дисперсность и однородность распределения карбидной фазы в медной матрице [8], обеспечивающая высокие показатели микротвердости, позволяет предполагать и повышенную износостойкость образцов.
Абразивная износостойкость материалов, состоящих из «твердой» и «мягкой» фаз, зависит от микро-
© Еремина М.А., Трифонов И.С., Ломаева С.Ф., Тарасов В.В., Паранин С.Н., Заяц С.В., 2016
Таблица 1
Условия получения порошков
Образец Состав смеси, масс. % Среда механосинтеза Время механосинтеза, ч Температура отжига порошков, °С Время отжига порошков, ч
С1 - -
С2 Си — 75.7, Сг — 21.0 графит — 3.3 Аг 24 600 2
С3 800
С4 Си — 78.3, Сг — 21.7 Ксилол 48 - -
С5 Си — 96.7, Сг — 3.3 600 2
структурных параметров, свойств обеих фаз (твердость, форма и размеры, объемная доля, однородность распределения включений твердой фазы) и характера связи этих фаз на границах. Вместе с этим существенное влияние оказывают и условия испытания, в частности приложенная нагрузка и размер частиц абразива. При этом изменения в количественных характеристиках потерь при износе могут быть обусловлены сменой самого механизма абразивного износа [9].
Цель данной работы — исследование влияния структурного состояния на абразивную износостойкость композитов Си-Сг3С2, полученных компактированием ме-ханосинтезированных порошков, а также выяснение влияния на износостойкость способа синтеза порошков — механического сплавления меди и хрома в жидкой органической среде и в среде инертного газа с использованием порошка графита в качестве источника углерода.
2. Экспериментальная часть
Механическим сплавлением в шаровой планетарной мельнице получены образцы с номинальным объемным
содержанием Сг3С2 5 и 30 % [7, 10, 11]. Использовали шаровую планетарную мельницу Fritsch Р-7 с ускорением 25g. Сосуды мельницы (объем 45 см3) и размольные шары (16 шт., 12 мм) были изготовлены из стали ШХ15 (1% С и 1.5% Сг). Масса загружаемого исходного порошка составляла 10 г. Сплавление проводили под небольшим избыточным давлением очищенного аргона с использованием графита, а также в контейнерах, доверху заполненных ксилолом. Прессование проводили магнитно-импульсным прессованием [12] в вакууме (остаточное давление 5-10 Па) при температуре 500 °С. Амплитуда импульсов давления ~1.5 ГПа, длительность 300 мкс. Предварительно порошки выдерживали в вакууме 4 ч при температуре 500 °С для дегазации. Невысокие температуры, при которых проводятся дегазация и прессование, позволяют сохранить нано-кристаллическое состояние порошков. Образцы получены в виде дисков диаметром 15 мм и толщиной 1.01.5 мм.
Условия синтеза порошков Си-Сг3С2 представлены в табл. 1. Предварительный отжиг проводили для получения образцов с различным размером зерен (табл. 1,2).
Таблица 2
Структурные параметры и свойства образцов
Образец Содержание карбида, об. % Параметр решетки меди, нм Размер области когерентного рассеяния меди, нм Уровень микроискажений решетки меди, % Плотность, г/см3 Плотность, % Микротвердость НУ, ГПа Относительная износостойкость,
Зернистость
М40 5-Н
Си 0 0.3613(1) 33(23) 0.05(1) 8.93(5) 100 1.1(1) 1.0 1.0
С1 30 % Сг3С2 0.3617(1) 11(8) 0.05(3) 7.79(5) 94 4.6(4) 1.4(1) 1.5(1)
С2 28 % Сг3С2 0.3617(1) 12(4) 0.05(1) 7.75(5) 94 4.1(3) 1.5(1) 1.8(1)
С3 26 % Сг3С2 0.3616(1) 50(9) 0.02(2) 7.89(5) 95 2.7(3) 1.4(1) 1.9(1)
С4 30 % Сг3С2 0.3618(1) 9(2) 0.02(2) 7.90(5) 95 3.8(4) 1.9(1) 1.9(1)
С5 <5 % Сг3С2* 0.3616(1) 13(3) 0.01(2) 7.67(5) 93 2.3(2) 1.6(1) 1.8(1)
У13 19 % Ре3С - - - 8.17(5) 2.5(2) 2.2(2) 2.2(1)
У10А 11 % Ре3С - - - 8.07(5) 3.2(2) 4.0(5) 3.5(2)
Методом рентгеноструктурного анализа не обнаруживается.
Для сравнения механических свойств исследования проведены на образцах ультрамелкозернистой меди (образец Cu) с размером областей когерентного рассеяния порядка 30 нм, а также инструментальных углеродистых сталей (образцы У13 и У10А). Ультрамелкозернистая медь получена равноканальным угловым прессованием меди марки М1. Сталь У13 исследовали в состоянии поставки, У10А — после закалки в масло на мартенсит и двухчасового отпуска при 500 °С.
Рентгеноструктурный анализ проводили с использованием рентгеновского дифрактометра ДРОН-3М в СиКа-излучении в интервале углов от 20o до 110o с применением пакета программ МИСиС [13]. Размер медных зерен оценивали по диаметру областей когерентного рассеяния, рассчитанному методом Уоррена-Авербаха с использованием профиля линии (311). В [14-16] показано, что при мегапластических деформациях, в частности при обработке металлов в шаровых планетарных мельницах, зерно формируется в результате динамической рекристаллизации. При размере порядка 10 нм зерна не содержат дефектов и размер областей когерентного рассеяния совпадает с размером зерна.
Морфология, микроструктура и распределение основных компонентов исследованы на сканирующих электронных микроскопах Jeol JSM-6490LV с системой для микроскопического рентгеновского анализа INCA Energy 350 (Oxford Instruments) и VEGA 3 LMH (TESCAN) с системой рентгеновского энергодисперсионного микроанализа INCA Energy 250/X-max 20 (Oxford Instruments) при ускоряющих напряжениях 20 кВ с предварительным химическим травлением полированных композитов. Микроструктура после испытаний на износостойкость исследована с использованием оптического микроскопа МИМ-8М.
При измерениях микротвердости HV композитов использован прибор PMT-3 при нагрузке 50 г в течение 10 с. Для каждого образца проведено не менее 5 измерений. Плотность образцов оценивали методом гидростатического взвешивания.
Исследования абразивной износостойкости композитов проводили на трехкоординатном фрезерном станке с ЧПУ «KX3A» (Profi, Германия). Тестируемые образцы, зафиксированные в шпинделе, подвергались изнашиванию по закрепленному абразиву в рамках стандартной схемы [17, 18], с заменой традиционной траектории движения по архимедовой спирали на прямолинейные участки и с дополнительным вращением образца, как это реализовано в [19]. Длина пути составляла 285 мм, скорость поступательного перемещения образца — 750 мм/мин, частота вращения образца вокруг своей оси — 750 мин-1. Удельная нагрузка для всех образцов была одинаковой и составляла около 0.04 Н/мм2. В качестве абразивного материала исполь-
/, отн. ед
+ Cr3C2
J • Li A A? ci
-L А Ал C2
aL J A * C3
__J iL -.J— I .
11........1.....1a.......f5
20° 40° 60° 80° 100° 20
Рис. 1. Дифрактограммы образцов С1-С5
зовалась шкурка на тканевой основе КК19XW (электрокорунд). Для проверки влияния зернистости абразива на механизм износа варьировался размер частиц абразива — М40 (28-40 мкм) и 5-Н (50-63 мкм). Массовый износ определяли как среднее значение по трем измерениям на аналитических весах ВЛА-200г-М с погрешностью ±2 мг. Расчет относительной износостойкости 8 проводили в соответствии с [18] по формуле е = Д1е/Д/8( й е/й 8)2,
где Д1е и Д/8 — абсолютный линейный износ эталона и испытуемого образца; йе и — фактический диаметр эталона и образца. Массовый износ пересчитывали на линейный с учетом плотности материалов эталона и образца. В качестве эталона взята ультрамелкозернистая медь.
3. Результаты и обсуждение
Рассмотрим фазовый состав образцов. По данным рентгеновской дифракции (рис. 1) образцы С1-С4 являются двухфазными и состоят из Си и карбида Сг3С2. Объемная доля карбидной фазы близка к 30 % для С1 и С4 и снижается при отжиге механосинтезированных
• б
Г- . ■ ' >'■ V*. > ■ ■ • г ь .- , » • 1
" * > 3 ■ ' ' ' т * 1
' ' -V. * 2 .
90 мкм 1-1 20 мкм 1-1 4 *
И
■ ж
А
ИМ
'¿у^Щ V Щ ' <5
в?
ч
-и
" ^Г^ А,
-г->.
90 мкм
_....., ;-,/ 1
г*
д
90 мкм
ЙЙ
6Ж
- V
ШЬ *
Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение образцов С1 (а, б), С3 (в, г), С4 (д, е) и С5 (ж, з): 1 — медная матрица; 2 — скопления высокодисперсного карбида; 3 — крупные включения карбидов; 4 — зона, обогащенная медью (Си: Сг = 93:7)
□
1
>> .
/
10 мкм I-1
2
м
' "■ ' —-г -
—-Л--:- ' .V/
мкм± г '
Таблица 3
Соотношение Си: Сг (ат. %) в различных точках (см. нумерацию рис. 2) по данным рентгеновского
энергодисперсионного микроанализа
Образец Исходный порошок Поверхность образца Различные точки поверхности образца
1 2 3 4
С1 75:25 74:26 76:24 74:26 24:76 93:7
С3 75:25 73:27 73:27 69:31 Нет 95:5
С4 75:25 74:26 74:26 72:28 20:80 Нет
С5 96:4 96:4 96:4 83:17 43:57 Нет
порошков до 28 % для С2 и 26 % для С3 вследствие частичного окисления хрома. Фазовый состав С5 представлен только фазой меди, поскольку доля хрома мала и линии его фаз на дифрактограммах не видны. Основные структурные параметры образцов (объемная доля карбида, параметр решетки меди, размер областей когерентного рассеяния, уровень микроискажений решетки меди) приведены в табл. 2. Плотность всех образцов составляет 93-95 % от теоретической. Параметр решетки меди несколько увеличен из-за неполного распада пересыщенного твердого раствора хрома в меди, образующегося при механосинтезе [7]. Уровень микроискажений решетки меди для всех образцов составляет 0.010.05 %. Средний размер зерна, оцененный по диаметру области когерентного рассеяния, равен 9-11 нм для образцов С1 и С4, 12-13 нм для образцов С2 и С5 и 50 нм для образца С3. Эти значения близки к значениям, определенным методами рентгеновской дифракции и электронной микроскопии для механосплавленного медного композита с такой же долей карбида [20, 21]. Рост медных нанозерен возможен уже при 100 °С [22], однако формирование дисперсной карбидной фазы сдерживает его [20, 21, 23]. Данные электронной микроскопии [20, 21] показывают, что при отжиге в интервале температур 400-600 °С происходит очень быстрый рост карбидных зерен, а скорость роста медных зерен заметно ниже. Наибольший размер медного зерна (50 нм) получен для образца С3, подготовленного из предварительно отожженного при 800 °С порошка (табл. 1).
Микроструктурное состояние образцов С1 и С4, отличающихся по способу синтеза (с использованием графита или ксилола), представлено на рис. 2, а, б и д, е. Для образца С1 характерно равномерное распределение округлых включений карбидов по образцу, размеры самых крупных включений не превышают 3 мкм. На снимках и в табл. 3 они обозначены цифрой 3. При большем увеличении видно, что наблюдаемая микроструктура состоит из серых областей 1, разделенных более темными границами из скоплений высокодисперсного карбида 2. Размер областей не превышает 10 мкм. По данным рентгеновского энергодисперсионного микроанализа (табл. 3) соотношение Си: Сг в пре-
делах этих областей, на границах между ними и в целом по поверхности близко изначально заложенному. Отдельное светлое пятно 4 представляет собой включение металла (Си: Сг = 93: 7) из «мертвой» зоны измельчающего контейнера.
Иное микроструктурное состояние наблюдается для образца С4. Поверхность разделена на области 1 диаметром до 100 мкм с более четкими границами 2. Вдоль границ областей расположены отдельные крупные включения карбидов в виде слоев толщиной до 3 мкм 3. Присутствуют редкие округлые карбидные включения микронного размера. Внутри областей соотношение меди и хрома и распределение высокодисперсных включений карбида такие же, как и для образца С1 (табл. 3), что и определяет высокие значения микротвердости этих образцов (табл. 2).
Микроструктурное состояние образцов С2 и С3 аналогично, поэтому на рис. 2, в, г представлено только изображение образца С3. Отжиг порошков перед ком-пактированием привел к существенному укрупнению областей, описанных выше для С1. Размер областей, на которые разделена поверхность образца С3, близок размеру частиц, из которых компактировали образец. Внутри областей равномерно распределены включения карбидов хрома размером до 100 нм (рис. 2, в, г, 3). Между областями наблюдаются зоны 4, обогащенные медью (Си: Сг = 95:5). Аналогичные зоны наблюдали в работе [23], авторы которой предполагают, что это частицы металла, не подвергшиеся механообработке. В нашем случае форма и количество медных зон не могут объясняться только сохранением частиц из «мертвых» зон измельчающих контейнеров. Поскольку размер областей близок размеру частиц отожженного порошка, мы предполагаем, что появление медных выделений обусловлено изменением состояния поверхности частиц при отжиге. В интервале температур 600-800 °С происходит быстрый рост карбидных включений [7], что подтверждается данными рентгеновской дифракции (рис. 1). Из рис. 2, г и 3 видно, что вблизи медных выделений в слое толщиной 1-2 мкм доля и размер карбидных включений увеличены. Очевидно, что в поверхностных слоях из-за большей скорости диффузион-
Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение образца С3: 1 — медная матрица; 4 — зона, обогащенная медью (Си: Сг = 95:5)
ных процессов рост карбидных включений и медных зерен начинается раньше, чем в объеме частиц. Ком-пактирование при высоком давлении может приводить к тому, что более пластичный медный компонент из приповерхностных зон выдавливается в стыки между частицами.
На изображениях образца С5 (рис. 2, ж, з) видны светлые области 1, близкие по размерам к размеру исходных частиц. Присутствуют редкие включения карбидов 3 микронных размеров. Микротвердость образца С5 в 2 раза выше микротвердости ультрамелкозернистой меди, что свидетельствует о присутствии дисперсных карбидов хрома в медной матрице. Границы областей 2 обогащены хромом. Однако количество хрома
явно недостаточно, чтобы заполнить карбидом хрома все границы областей. Очевидно, что на границах областей сохраняется углерод, количество которого на поверхности частиц после механосинтеза достигало 90 ат. % [7].
На рис. 4 приведены диаграммы массового износа образцов, а в табл. 2 — результаты расчета их относительной износостойкости. Для сравнения при тех же условиях проводили испытания высокоуглеродистых конструкционных сталей У13 и У10А. Полученные значения износостойкости образцов меди, содержащих карбид хрома, наиболее близки к износостойкости стали У13 (е = 2.2).
Из табл. 2 видно, что для образцов С1-С5 нет корреляции между значениями микротвердости и износостойкости. Это объясняется тем, что измерения микротвердости проводились только внутри серых областей 1. При абразивном износе определяется характеристика всей поверхности образца. Кроме того, при измерении микротвердости в основном имеет место пластическая деформация под действием статической внешней нагрузки, а при абразивных испытаниях действуют и статическая, и динамическая нагрузки. В нашем случае более приемлемо было бы анализировать соотношения износостойкости и твердости образцов, однако образцы слишком тонкие для корректного измерения твердости.
Отметим, что значения микротвердости исследованных образцов в 2-4 раза превышают значение для ультрамелкозернистой меди и заметно выше (С1, С2, С4) или близки (С3, С5) значениям для сталей У10А и У13 (табл. 2). Примечательным является то, что микротвердость образца С5, в составе которого не более 5 об. %
Си 0.153
С1 0.096 С2
сз
°-094 С4 0.083 .073
У13 0.063
Рис. 4. Массовый износ образцов С1-С5, ультрамелкозернистой меди и сталей У10А и У13 в зависимости от зернистости абразивной шкурки: М40 (а), 5-Н (б)
'***%%&&'**%%%&&&**%%%&&&**%
Рис. 5. Оптические изображения микроструктуры образцов С1 (а), С2 (б), С3 (в), С4 (г) и С5 (д) после износа
карбида хрома, составляет 2.3 ГПа, что близко к значению для стали У13 — 2.5 ГПа.
По характеру зависимости износостойкости от величины зерна шкурки можно условно выделить два типа образцов: к первому типу относятся образцы С1 и С4, относительная износостойкость которых составляет 1.4-1.5 и 1.9 соответственно и не зависит от зернистости использованного абразива. Ко второму типу отнесены образцы С2 и С3, которые при использовании абразива с размерами частиц 28-40 мкм показали значения износостойкости 1.4-1.5, а при большей зернистости (50-63 мкм) абразива их относительная износостойкость выросла до 1.8-1.9. Образец С5 содержит небольшое количество карбида хрома, поэтому его не отнесли ни к одной из групп.
Образцы первого типа (С1 и С4) представляют собой медную матрицу с равномерно распределенным в ней карбидом хрома преимущественно нанометрового размера, а также редкими включениями более крупного размера (не более 3 мкм). Карбидные включения в этих образцах не образуют сплошной «жесткой» каркасной структуры, и при абразивном износе дисперсные карбидные включения удаляются вместе с медной матрицей независимо от зернистости использованного абразива.
На рис. 5 приведены данные оптической микроскопии образцов после износа на шкурке зернистостью 5-Н. На изображениях поверхности образцов С1 и С4
после испытаний на износ следов выкрашивания карбидов не заметно. Различие в износостойкости между образцами С1 и С4 объясняется меньшими размерами карбидных включений и более высокой однородностью их распределения по объему С4, которое обусловлено способом его получения — механосинтезом в среде жидкого углеводорода (ксилола).
При жидкофазном синтезе, по сравнению с твердофазным механосинтезом с использованием графита, происходят более эффективное измельчение исходных частиц порошков и получение нанокристаллических порошков с высокой удельной поверхностью. Углерод, образовавшийся в результате каталитического разложения жидкого углеводорода на поверхности измельчающих тел и частиц хрома, проникает на границы нанозе-рен и при последующем прессовании при 500 °С способствует формированию большого количества дисперсных карбидов хрома. Ранее было показано [7], что количество углерода на поверхности частиц, синтезированных в ксилоле, более чем втрое выше количества углерода на поверхности частиц, механосинтезирован-ных с использованием графита. В образцах, полученных твердофазным механосинтезом с графитом, практически весь углерод при отжиге оказывается в связанном состоянии в виде карбидной фазы. В образцах, механо-синтезированных в ксилоле, он может сохраняться на границах и после отжига. В [24] показано, что углерод в нанокристаллической меди повышает ее термическую
стабильность. Присутствие углерода также способствует повышению износостойкости медной матрицы [25].
Образцы второго типа получены прессованием порошков, предварительно отожженных при 600 (С2) и 800 °С (С3). Отжиг при 600 °С существенно не сказался ни на размере области когерентного рассеяния, ни на уровне микроискажений (табл. 2). Значения микротвердости образца С2 не сильно изменились по сравнению с С1. Отжиг порошка при 800 °С (образец С3) привел к росту области когерентного рассеяния медной матрицы, вследствие чего микротвердость заметно снизилась.
Известно, что в условиях окислительного и абразивного изнашивания тонкий карбидный каркас в матрице, упрочненной высокодисперсными выделениями карбида, более эффективно повышает износостойкость, чем одиночные, структурно обособленные карбидные частицы или грубый карбидный каркас [26]. Уменьшение толщины межкарбидных прослоек приводит к ограничению избирательного износа связующего компонента в образце. Крупные включения карбида могут подвергаться хрупкому разрушению [26, 27], в то время как дисперсные включения срезаются или деформируются вместе с матрицей.
На образцах С2 и С3 наблюдается выкрашивание микрообъемов поверхности (рис. 5). Предположительно, это обусловлено присутствием слоев практически чистой меди, которая обладает высокой пластичностью. В процессе изнашивания абразивные частицы проникают в медные слои на большую глубину и области, окруженные карбидными слоями, выкрашиваются как одно целое.
Поскольку толщина слоев меди не более 5 мкм, влияние размера абразивных частиц должно быть существенным. Величина массового износа растет при увеличении размера абразивного зерна, однако эффективность срезания мягкой и твердой составляющих микроструктуры образцов увеличивается неодинаково [28]. Наблюдаемое нами (табл. 2) повышение относительной износостойкости образцов С2 и С3 с увеличением зернистости абразивной шкурки может быть результатом того, что при большем размере абразивных зерен общее количество режущих вершин меньше.
Износостойкость образца С5 с небольшой долей карбидной фазы несколько превышает износостойкость образцов С1-С3 с объемной долей карбида хрома ~30 %. Это обеспечивается совместным действием сразу нескольких факторов, среди которых основными являются однородное распределение дисперсных включений карбида хрома в медной матрице и присутствие углерода на границах.
4. Заключение
Исследована абразивная износостойкость образцов на основе меди с объемным содержанием 5 и 30 %
карбида Cr3C2, полученных механосинтезом порошков меди, хрома и графита и механосинтезом порошков меди и хрома в ксилоле с последующим магнитно-импульсным прессованием. Показано, что износостойкость образцов Cu-Cr3C2 вдвое превышает износостойкость нанокристаллической меди и близка к износостойкости стали У13. Высокий уровень свойств получен для образцов, в медной матрице которых однородно распределены включения карбида хрома нанометрового размера. Наиболее эффективным способом получения таких образцов является механосинтез в жидкой органической среде. В этом случае даже при малом объемном содержании карбидной фазы (до 5 %) достигается наибольшая износостойкость образцов при испытаниях по абразиву с зернистостью М40 и 5-Н.
Работа выполнена в рамках НИР рег. № АААА-А16-116021010085-9, № 0389-2014-0002 государственного задания ФАНО России и при поддержке программы фундаментальных исследований УрО РАН, проект № 15-17-12-26.
Авторы выражают благодарность Е.А. Печиной за предоставленный образец ультрамелкозернистой меди.
Литература
1. Ullah M., Ali Md.E., Hamid S.B.A. Surfactant-assisted ball milling: A novel route to novel materials with controlled nanostructure — A review // Rev. Adv. Mater. Sci. - 2014. - V. 37. - P. 1-14.
2. Long B.D., Othman R., Zuhailawati H., Umemoto M. Comparison of two powder processing techniques on the properties of Cu-NbC composites // Adv. Mater. Sci. Eng. - 2014. - V. 2014. - P. 1-6.
3. Kung Ch., Liao T.-T., Tseng K.-H., Chen K.-Y., Chuang M.-Sh. The influences of powder mixing process on the quality of W-Cu composites // Can. Soc. Mech. Eng. - 2009. - V. 33. - P. 361-375.
4. Ломаева С.Ф., Сюгаев А.В., Еремина М.А., Ульянов А.Л., Юровс-кихА.С., Заяц С.В., Кайгородов А.С. Структурно-фазовый состав и свойства композитов Fe-N-C, полученных высокоэнергетическим шаровым измельчением азотированных порошков железа в углеводородных средах // Физикохимия поверхности и защита материалов. - 2014. - Т. 50. - № 3. - С. 305-312.
5. Yazovskikh К.А., Lomayeva S.F. Mechanosynthesis of Fe-NbC nano-composite // J. Alloy. Compd. - 2014. - V. 586. - P. 565-567.
6. Lomayeva S.F., Yazovskikh К.А., Maratkanova A.N., Syugaev A.V., Timoshenkova O.R., Kaygorodov A.S., Zayats S.V., Paranin S.N., Ivanov V.V. Bulk Fe-TiC-Fe3C nanocomposites formed by mechanical alloying in liquid organic media and magnetic pulse compaction // Inorg. Appl. Res. - 2013. - V. 4. - P. 138-145.
7. Еремина M.A., Ломаева С.Ф., Елсуков Е.П. Формирование карбидов хрома в медной матрице при механоактивации в углеродсодер-жащих средах // ФММ. - 2013. - Т. 114. - № 11. - С. 1007-1013.
8. Eryomina M.A., Lomayeva S.F., Yelsukov E.P., Ul'yanov A.L., Chulki-na A.A. Cementite formation in copper matrix under mechanical activation using carbon media // Met. Mater. Int. - 2014. - V. 20. - P. 11231130.
9. Coronado J.J. Effect of Abrasive Size on Wear, Abrasion Resistance of Materials / Ed. by M. Adamiak. - InTech, 2012. - doi 10-5772/ 30913. Available from: http://www.intechopen.com/books/abrasio-nresistance-of-materials/effect-of-abrasive-size-on-wear.
10. Eremina M.A., Lomayeva S.F., Yelsukov (Elsukov) E.P., Paranin S.N. Cu-Fe3C(Cr3C2) bulk nanocomposites prepared by mechanosynthesis followed by magnetic pulse compaction // Acta Phys. Pol. A. - 2014. -V. 126. - No. 4. - P. 947-950.
11. Eрeмuнa M.A., Лoмaeвa C-Ф., Паранин C.H., Дeмaкoв C-Л., Eлcу-кав E.n. Влияние способа компактирования на структуру и свойства объемных композитов Cu + &3C2 // ФММ. - 2016. - T. 117. -№ 5. - C. 530-537.
12. Olevsky E.A., Bokov A.A., Boltachev G.S., Volkov N.B., Zayats S.V., Ilyina A.M., Nozdrin A.A., Paranin S.N. Modeling and optimization of uniaxial magnetic pulse compaction of nanopowders // Acta Mech. -2013. - V. 224. - P. 3177-3195.
13. Шeлexoв E.B., Ce^^oea T.A. Программы для рентгеновского анализа поликристаллов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2000. - T. 42. - № 7-8. - C. 16-19.
14. Глeзeр A.M., Memлoв Л.C. Физика мегапластической (интенсивной) деформации твердых тел // Ф^. - 2010. - T. 52. - № 6. -C.1090-1097.
15. Suryanarayana C. Mechanical Alloying and Milling. - New York: Marcel Dekker Inc., 2004. - 466 p.
16. Bacmbee Л.C., Koрзнuкoв A.B. Неравновесные кооперативные явления и процессы при интенсивном пластическом деформировании металлов и сплавов. I. Деформационно-индуцированные структурные превращения // Деформация и разрушение материалов. - 2014. - № 3. - C. 2-11.
17. TaрacoвB.B., Лoxaнuнa C.Ю., Чуркин A.B. Испытание материалов на относительную износостойкость на машине трения SRV-III // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. - 2010. - T. 76. -№ 4. - C. 57-60.
18. rOCT 17367-71 Металлы. Методы испытания на абразивное изнашивание о закрепленные абразивные частицы. - М.: Издательство стандартов, 1973.
19. Taрacoв B.B., Дaнuлoв ИЛ., Кдкйрин H.A., Koндрameнкoв M.C., TрuфoнoвИ..C. Исследование абразивной износостойкости серого чугуна с криогенным упрочнением // Механика и физико-химия
гетерогенных сред, наноснстем и новых материалов. - Ижевск: Институт механики УрО РАН, 2015. - С. 190-198.
20. Carvalho P.A., Fonesca I., Marques M.T., Correia J.B., Almeida A., Vilar R. Characterization of copper-cementite nanocomposite produced by mechanical alloying // Acta Mater. - 2005. - V. 53. - P. 967976.
21. Correia J.B., Marques M.T. Production of a copper-iron carbide nanocomposite via mechanical alloying // Mater. Sci. Forum. - 2004. -V. 455-456. - P. 501-504.
22. Валиев P.3., АлександровИ.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. - М.: Логос, 2000. - 272 с.
23. LopezM., Camurri C., Vergara V., Jimenez J.A. Electron microscopy characterization of mechanically alloyed and hot consolidated Cr-Cr3C2 particles // Rev. Metal. Madrid. - 2005. - V. 41. - P. 308-312.
24. Marques M.T., Correia J.B., Conde O. Carbon solubility in nano-structured copper // Scripta Mater. - 2004. - V. 50. - P. 963-967.
25. Moustafa S.F., El-Badry S.A., Sanad A.M., Kieback B. Friction and wear of copper-graphite composites made with Cu-coated and un-coated graphite powders // Wear. - 2002. - V. 253. - P. 699-710.
26. Larsson P., Axen N., Akdogan G., Ekstrom T., Gordeev S. Wear of chromium carbide-copper composites with continuous phases // Tribol. Lett. - 2004. - V. 16. - No. 1-2. - P. 59-64.
27. Hong E., Kaplin B., You T., Suh Min-Soo, Kim Yong-Suk, Choe H. Tribological properties of copper alloy-based composites reinforced with tungsten carbide particles // Wear. - 2011. - V. 270. - P. 591597.
28. Lee Gun Y., Dharan C.K.H., Ritchie R.O. A physically-based abrasive wear model for composite materials // Wear. - 2002. - V. 252. -No. 3-4. - P. 322-331.
Поступила в редакцию 25.05.2016 г., после переработки 12.09.2016 г.
Сведения об авторах
Еремина Марина Анатольевна, к.ф.-м.н., снс ФТИ УрО РАН, mrere@mail.ru Трифонов Игнат Сергеевич, асп. ИжГТУ, mike_i_90@mail.com
Ломаева Светлана Федоровна, д.ф.-м.н., снс, зав. отд. ФТИ УрО РАН, LomayevaSF@mail.ru Тарасов Валерий Васильевич, д.т.н., проф., гнс ИМ УрО РАН, tvv@udman.ru Паранин Сергей Николаевич, к.ф.-м.н., снс ИЭФ УрО РАН, paranine@iep.uran.ru Заяц Сергей Владимирович, мнс ИЭФ УрО РАН, seriyoga@iep.uran.ru
