CC BY
371
ПОРОШКОВАЯ МЕТАЛЛУРГИЯ И КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ
УДК 669.7.017
Е.П. ШАЛУНОВ, И.В. АРХИПОВ ЖАРОПРОЧНЫЕ МАТЕРИАЛЫ НА ОСНОВЕ ПОРОШКОВОГО АЛЮМИНИЕВОГО СПЛАВА ДЛЯ АРМИРОВАНИЯ ПОРШНЕЙ ФОРСИРОВАННЫХ ДВИГАТЕЛЕЙ*
Ключевые слова: реакционное механическое легирование, аттритор, механохими-ческий синтез, дисперсное упрочнение, алюминиевый сплав, углерод, гранулы, жаропрочность.
Разработаны и исследованы дисперсно-упрочненные композиционные материалы системы Al-Si-Ni-Fe-C-O как с добавками Ti, Cu и Mg, так и без них. Для их получения использованы метод реакционного механического легирования и технологии порошковой и гранульной металлургии. Эти материалы обладают высокими прочностными характеристиками при нормальной и повышенных температурах, низким коэффициентом линейного термического расширения и высокой износостойкостью, что позволяет рекомендовать их для армирования поршней форсированных двигателей.
E.P. SHALUNOV, I V. ARKHIPOV HEAT-RESISTANT MATERIALS BASED ON POWDER ALUMINUM ALLOYS FOR REINFORCEMENT OF THE FORCED ENGINES PISTONS Key words: reactionary mechanical alloying, attritor, mechanochemical synthesis, dispersion strengthing, aluminium alloy, carbon, granule, heat resistance.
Developed and researched dispersion strengthened composites of Al-Si-Ni-Fe-C-O system as with the addition of Ti, Cu and Mg, and without them. These materials are made by processing initial powder mixture granules in attritor, by cold compaction into briquettes and by further forming these briquettes into bars, pipes and other useful shapes by extrusion. These materials have high strength properties at normal and elevated temperatures, low coefficient of linear thermal expansion and high wear resistance, which allows you to recommend them for reinforcing of the forced engines pistons.
На поршень двигателя внутреннего сгорания (ДВС) действуют высокие механические (давление газов, силы инерции) и тепловые нагрузки. Его боковая поверхность подвергается износу при движении по поверхности цилиндра. В результате трения поршневых колец и боковой поверхности о стенки цилиндра поршень нагревается дополнительно. Ввиду высоких температур поверхности днища поршня, достигающих обычно более 300оС (рис. 1, а), прочность материала поршня снижается, что может привести к образованию в нем трещин.
В настоящее время считается [4], что для малофорсированных двигателей с ограниченным сроком службы наиболее целесообразно применять цельные поршни (литые или штампованные), изготавливаемые из специальных поршневых жаропрочных алюминиевых сплавов. Например, для литья поршней в кокиль используются эвтектически легированные силумины АЛ25, АЛ30, имеющие предел прочности при нормальной температуре 195...235 МПа и при температуре 300оС - 100... 110 МПа. Коэффициент линейного термического расширения (КЛТР) этих сплавов в диапазоне температур (20...300)°С составляет 21-10-6 1/°С [4, 6]. Полученные горячей объемной штамповкой поршни из деформируемых алюминиевых сплавов (например, АК4, АК4-1), как правило, обладают более высокими, чем литые, прочностными характеристиками, но они имеют большее значение КЛТР - (22,0.24,3)-10-6 1/°С - , более массивны и дороги.
После достижения такого уровня форсирования ДВС, когда среднее эффективное давление составляет 1,5.1,8 МПа и более, поршни изготавливают составными [4, 6]. В
* Исследование выполнено при поддержке РФФИ (проект № 12-08-31525).
форсированных дизелях все шире применяют поршни с залитой вставкой под первое, а иногда под первое и второе верхние компрессионные кольца. Такие вставки изготавливают из аустенитной или марганцовистой стали, а также из аустенитного чугуна, что приводит к существенному повышению износостойкости кольцевых канавок. Для повышения термостойкости донной части поршня, где у высокофорсированных дизелей температура может достигать 350...450оС, эту часть армируют вставкой из жаропрочного материала, например, из жаропрочной стали 20Х3МВФ, что значительно увеличивает массу поршня.
С разработкой жаропрочных композиционных материалов на основе алюминия возникла возможность армировать донную часть поршней вставками из таких материалов. Например, известны составные поршни немецкой компании MTU AG [4], в которых вставка из жаропрочного алюминиевого композиционного материала приваривается к днищу поршня из алюминиевого сплава при помощи электронно-лучевой сварки в вакууме. В работах [1-3] вставка для донной части составного поршня выполнена из разработанного в Чувашском госуниверситете жаропрочного дисперсно-упрочненного композиционного материала (ДУКМ) системы Al-C-O с содержанием в его исходном составе 4,0% масс. углерода. Этот материал был получен с использованием метода реакционного механического легирования в аттриторе и технологий порошковой и гранульной металлургии. Его субзеренная структура с механохимически синтезированными упрочняющими фазами Al4C3 и Al2O3 со средним размером частиц 40 нм обеспечили материалу высокие показатели предела прочности при растяжении не только в условиях нормальной температуры (500.520 МПа), но, главное, при температуре 3500С - 200.210 МПа [7, 8]. Соединение армирующей вставки, отштампованной из прутка этого материала, с донной частью поршня из литейного алюминиевого сплава АЛ25 осуществлялось по диффузионному механизму во время получения поршня методом литья с кристаллизацией под давлением (ЛКД). Но при этом КЛТР алюминиевого ДУКМ несколько превышает КЛТР сплава АЛ25, в связи с чем во время работы поршня в зоне соединения вставки с его донной частью возникали дополнительные напряжения, отрицательно сказывающиеся на прочности этого соединения.
2
и поршень (б) из литейного алюминиевого сплава 1, донная часть которого армирована вставкой из жаропрочного материала 2
В настоящей работе авторы предприняли попытку получения жаропрочных дисперсно-упрочненных композиционных материалов с более низкими значениями КЛТР,
применив для этого указанную выше технологию, а в качестве основы материалов использовали порошковый алюминиевый сплав с повышенным содержанием кремния. Использование во вставке донной части составного поршня алюминиевого композиционного материала, имеющего КЛТР, значительно меньше, чем у алюминиевого литейного сплава (например, АЛ25), из которого методом ЛКД изготавливается поршень, позволит, во-первых, увеличить прочность соединения жаропрочной вставки с днищем и юбкой за счет создания возрастающего по мере нагрева поршня натяга в зоне А этого соединения (рис. 1, б) и, во-вторых, уменьшить объемное изменение поршня во время работы, если правильно рассчитать высоту Н кольцевого бурта вставки. Следовательно, можно создать меньший зазор между поршнем и цилиндром, что позволит снизить потери мощности двигателя, сократить расход масла и топлива.
Исходные материалы и технология получения образцов из них. Для исследований использовался порошок алюминиевого сплава (ПАС) с содержанием в нем 26,3% масс. 81, 6,06% масс. N1 и 1,86% масс. Ре. В качестве основных добавок к нему были выбраны стандартный алюминиевый порошок ПП-1 и углерод в виде газовой сажи ДГ-100. Для дальнейшего легирования исследуемых композиций использовались также стандартные порошки титана, меди и алюминиевомагниевого сплава АМД-50М.
Обработка порошка алюминиевого сплава и его смеси с углеродом, а также с другими указанными выше порошками производилась в аттриторе с емкостью рабочей камеры 15 л в течение 30... 180 мин со скоростью вращения ротора - 600 об./мин, соотношением массы мелющих шаров к массе обрабатываемой порошковой смеси как 24:1 в среде воздуха рабочей камеры аттритора. Полученный продукт (будем называть его гранулами) был подвергнут холодному двустороннему компактированию в жестком контейнере гидравлического пресса давлением 600 МПа в брикеты диаметром 25 мм. Далее производилась горячая вакуумная дегазация (ГВД) гранульных брикетов в вакуумной печи при температуре 500°С с выдержкой при этой температуре 60 мин и остаточном давлении в печи 5Т0-4 мм рт. ст. (1,33-Ю-8 бар). Термообработанные брикеты заворачивались в алюминиевую фольгу, нагревались в электропечи в атмосфере воздуха до температуры 440°С или 450°С, выдерживались при этих температурах 60 мин и далее подвергались горячей экструзии в прутки диаметром 6,5 мм из нагретого до 320°С, 380°С или 415°С контейнера гидропресса со скоростью прессования 4,2.6,15 мм/с и коэффициентом вытяжки - 17.
Результаты исследований. С целью выявления влияния обработки в аттриторе на структуру и свойства порошка алюминиевого сплава (ПАС) из него были получены гранулы при длительности обработки в аттриторе тг, составляющей 30 мин, 60 мин, 90 мин и 120 мин, из которых по указанной выше технологии были изготовлены прутки для исследований.
Внешний вид исходного порошка ПАС приведен на рис. 2, а, а на рис. 2, б представлен внешний вид полученных из него при тг = 90 мин гранул.
Из рис. 2 видно, что если исходный порошок имел правильную (сферическую) форму, то после обработки в аттриторе он стал иметь оскольчатую форму, что свидетельствует об измельчении порошка в процессе обработки в аттриторе. Об этом свидетельствует и рис. 3, а, из которого также видно, что начиная с 60 мин средний размер гранул практически не изменяется и составляет 0,25.0,26 мм. Данные рентгеноструктурного и дифференциально-термического анализов показали, что во время обработки в аттриторе в порошке ПАС образуется новая фаза - оксид алюминия, чему способствовало как образование новых (ювенильных) поверхностей при измельчении порошка, так и высокая степень его механической активации за счет интенсивной пластической деформации (ИПД), которой он был подвергнут во время обработки в аттриторе. Этому также способствовало повышение температуры в рабочей камере аттритора до (90... 120)°С при постоянном охлаждении ее водой с температурой 23+2 °С.
Проведенные с использованием методов рентгеноструктурного анализа исследования тонкой структуры материала исходного порошка ПАС и полученных из него
гранул показали, что если средний размер блоков когерентного рассеяния В для исходного порошка ПАС составляет 0,14 мкм, то для полученных при Тг = 60 мин гранул В стал равен 0,042 мкм, что свидетельствует о сильном измельчении исходной структуры порошка. Расчет рентгенограмм выявил наличие в полученных гранулах следующих основных фаз: а-твердый раствор алюминия, кремний, соединения А1з№ и АІ2О3. Все вышеизложенное объясняет причины повышения в 2 раза микротвердости порошка ПАС в результате обработки в аттриторе (см. рис. 3, а), а также тот факт, что изготовленные из полученных при Тг = 90 мин гранул прутки имели предел прочности при растяжении, равный 425 МПа, тогда как предел прочности прутков, изготовленных из исходного порошка ПАС, составлял 220 МПа.
а б
Рис. 2. Внешний вид порошка сплава А1 - 26,3% масс.; - 6,06% масс.; N1 - 1,86% масс.Бе (а)
и полученных из него после обработки в аттриторе при тг = 90 мин гранул (б)
0,35 А
0.30
0,25
&0.20
0,15
0.05
1 /
/■ \
< / 2
/ /
3200 3000 &
5
2800 I*
2Ш |
и : '
2000 | і
1600
1200
120
б
0 30 60 40
Врет обработки В аттриторе. мин а
Рис 3. Зависимости среднего размера гранул сплава ПАС (А1 - 26,3% масс. - 6,06% масс. N1 - 1,86% масс. Бе) (кривая 1) и его микротвердости (кривая 2)
от времени обработки в аттриторе (а) и среднего размера гранул разных композиций на основе этого сплава от времени их обработки в аттриторе (б)
Для проведения дальнейших исследований приготавливались следующие порошковые композиции:
- ПАС-01: 50,0% масс. порошка ПАС - 50,0% масс. порошка алюминия ПП-1;
- ПАС-1: (50,0% масс. порошка ПАС - 50,0% масс. порошка алюминия ПП-1) -1,0% масс. углерода;
- ПАС-02: 66,7% масс. порошка ПАС - 33,3% масс. порошка алюминия ПП-1;
- ПАС-2: (66,7% масс. порошка ПАС - 33,3% масс. порошка алюминия ПП-1) -1,0% масс. углерода;
- ПАС-0З: 75,0% масс. порошка ПАС - 25,0% масс. порошка алюминия ПП-1;
- ПАС-З: (75,0% масс. порошка ПАС - 25,0% масс. порошка алюминия ПП-1) -1,0% масс. углерода;
- ПАС-21: (66,7% масс. порошка ПАС - ЗЗ,З% масс. порошка алюминия ПП-1) -
0,8% масс. титана - 1,0% масс. углерода;
- ПАС-З1: (75,0% масс. порошка ПАС - 25,0% масс. порошка алюминия ПП-1) -1,0% масс. порошка меди - 0,5% масс. порошка магния - 1,0% масс. углерода.
Эти композиции были обработаны в аттриторе при Тг, равном 60 мин, 90 мин, 120 мин, 150 мин и 180 мин, и из полученных гранул были изготовлены прутки, подвергнутые различным видам исследований и испытаний.
Анализ физико-механических свойств материала прутков показал следующее. Добавка к порошку ПАС порошка алюминия ПП-1 (композиции ПАС-01, ПАС-02 и ПАС-0З) без проведения обработки этих композиций в аттриторе (тг = 0) существенно повысили значения относительного удлинения 55 материала прутков (соответственно, 5,9%, 5,6% и З,5% против 1,2% у материала прутков из порошка алюминиевого сплава ПАС) при практически таком же, как у прутков из порошка ПАС, пределе прочности св (соответственно, 180 МПа, 2З0 МПа и 2З5 МПа против 220 МПа).
После обработки порошковых композиций ПАС-01, ПАС-02 и ПАС-0З в аттрито-ре при Тг = 90 мин прутки из их гранул стали иметь предел прочности, равный, соответственно, 475 МПа, 485 МПа и 475 МПа, при 55, составляющем 2,0%, 1,8% и 1,5%. КЛТР этих материалов в диапазоне температур (20...100)0С составил от 16,6-Ш-61/оС до 17,З^10-61/оС, а при (20...З50)0С он стал равным (19,1.19,6) 10-6 1/оС. Такие свойства материалов могли быть достаточными для того, чтобы из них можно было бы изготавливать армирующие поршень вставки, но проведенные испытания на растяжение при температуре З500С выявили недостаточную жаропрочность этих материалов: св не превосходил значения 1З5 МПа.
При добавлении порошка алюминия ПП-1 и углерода в порошковый сплав ПАС (композиции ПАС-1, ПАС-2 и ПАС-З) без проведения обработки в аттриторе (тг = 0) полученные материалы имели св, равный, соответственно, 240 МПа, 2З0 МПа и 195 МПа, при значениях относительного удлинения 4,2%, 6,0% и 5,2%, что свидетельствует об отсутствии, практически, влияния углерода на прочностные и пластические характеристики композиций ПАС-01, ПАС-02 и ПАС-0З. Но при этом КЛТР увеличился на 9.18% во всем диапазоне температур испытаний.
Однако физико-механические свойства прутков из гранульных композиций ПАС-1, ПАС-2 и ПАС-З существенно изменились, когда исходные порошковые смеси этих композиций были подвергнуты обработке в аттриторе: повысились значения предела прочности и твердости не только при нормальной температуре, но и, главное, при температуре З50оС, понизились значения КЛТР. Правда, несколько понизилась пластичность.
Введение в порошковый сплав ПАС добавок порошка алюминия ПП-1 и углерода по-разному влияет на средний размер гранул (рис. З, б), но характер процесса при тг = 60.180 мин остается неизменным: так же, как и при обработке в аттриторе порошкового сплава ПАС (см. рис. З, а), происходит измельчение порошковой смеси и существенное повышение твердости получаемых гранул. Однако следует отметить, что при добавлении в порошок ПАС наибольшего количества порошка алюминия ПП-1 (композиция ПАС-1) к моменту, отмеченному тг = 60 мин, гранулы имели средний размер 1,16 мм (см. рис. З, б), тогда как средний размер гранул порошка ПАС при этом значении тг составлял всего 0,26 мм (см. рис. З, а). Данный факт свидетельствует о том, что при обработке в аттриторе композиции ПАС-1 в течение 60 мин доминирующим процессом образования гранул являлся процесс консолидации измельченных исходных порошков по механизму сварки трением. Ответственным за этот процесс был пластичный порошок ПП-1.
Для обоснования указанной выше температуры горячей вакуумной дегазации (ГВД) холоднокомпактированных гранульных брикетов брикеты, изготовленные из гранул композиций ПАС-2 (при тг = 180 мин) и ПАС-З (при тг = 120 мин), были подвергнуты
нагреву в камерной печи сопротивления в течение 60 мин при температурах 400°С, 450°С, 500°С, 550°С и 600°С. Исследования микроструктуры термообработанных брикетов показали, что при температуре 400°С структурные изменения в гранулах идут очень медленно. При температуре 450°С они также не были завершены. При 500°С наблюдается массовое выделение мелкодисперсных частиц избыточного кремния из пересыщенного твердого раствора, структура при этом близка к равновесной. При повышении температуры термообработки до 550°С и 600°С наблюдается оплавление гранул, и структура переходит в литое состояние. Таким образом, наиболее оптимальной температурой, при которой следует вести процесс ГВД гранульных брикетов, следует считать 500°С.
Исследования микроструктуры гранульных брикетов после ГВД при 500°С/60 мин и измерения микротвердости их гранул показали, что в процессе вакуумной горячей дегазации в материалах брикетов происходили выделение мелкодисперсных фаз из пересыщенного твердого раствора, спекание гранул и гомогенизация структуры брикетов. При этом было обнаружено, что при длительности обработки композиций в аттриторе, равной 60 мин и 90 мин, в структуре материала брикетов после ГВД наблюдаются крупные включения выделений из а-фазы, т.е. тг = 90 мин и менее является недостаточным для получения однородной структуры брикетов. При тг = 120 мин и более брикеты становятся практически однородными по структуре, но при этом они все-таки обладают остаточной пористостью (рис. 4, а).
Как и следовало ожидать, ГВД брикетов при 500°С/60 мин частично снизила наклеп гранул: их микротвердость уменьшилась почти в 2 раза. Исследования тонкой структуры материала брикетов, полученных из гранул при тг = 60 мин, с использованием методов рентгеноструктурного анализа показали, что средний размер блоков когерентного рассеяния В составил 0,17 мкм, что свидетельствует о протекании при ГВД рекристаллиза-ционных процессов.
Микроструктура горячеэкструдированных прутков была мелкозернистой (рис. 4, б), изредка наблюдались крупные образования а-твердого раствора алюминия. Методом просвечивающей электронной микроскопии с использованием фольг из исследуемых материалов было установлено наличие в них также частиц со средним размером 0,043 мкм. Поскольку химическим анализом в прутках не было обнаружено каких-либо следов углерода, можно предположить, что этими частицами являются помимо ранее обнаруженных оксидов А12О3 также карбиды А14С3 [7, 8]. Средний размер В при тг = 60 мин составлял 0,19 мкм.
Как показали исследования, при нагреве прутков из композиции ПАС-3 (т = 120 мин) в течение 1.5 ч при температурах 450°С и 500°С изменения микротвердости материала не происходит. При этом средний размер зерен кремния составляет 8.12 мкм. После термообработки при 525°С микротвердость снизилась на 5.8%., а средний размер зерен кремния увеличился до 15.22 мкм. Отдельные включения достигали размеров 25.30 мкм.
Анализ прочностных свойств горячеэкструдированных прутков при комнатной температуре и при 350°С, а также значений КЛТР позволил выявить однозначную тенденцию: чем больше было в исходном порошке алюминиевого сплава (ПАС) добавок порошка алюминия ПП-1 (при одинаковой концентрации углерода - 1,0% масс.), тем выше были прочность, твердость и жаропрочность материала прутков из таких композиций и тем меньшими значениями КЛТР обладал материал этих прутков. В частности, если прутки из композиции ПАС-1, в которой соотношение между порошками ПАС и ПП-1 составляло 50:50, имели предел прочности при растяжении при нормальной температуре, в зависимости от времени обработки в аттриторе, от 600 МПа до 650 МПа и при температуре испытаний 350°С - от 165 МПа до 185 МПа при значениях КЛТР в диапазоне температур испытаний (20.100)°С и (20.350)°С, соответственно, (16,7.18,2)-10-61/оС и (19,6.21,2)-10-6 1/°С, то при соотношении этих порошков 25:75 (ПАС-3) предел прочности при нормальной температуре со-
ставлял от 445 МПа до 520 МПа и при температуре испытаний 350°С - от 125 МПа до 145 МПа при значениях КЛТР для указанных выше диапазонов температур, соответственно, (16,2.16,5) • 10-6 1/°С и (18,6.18,8) • 10-6 1/°С.
Рис. 4. Микроструктура брикета после горячей вакуумной дегазации (а) и горячеэкструдированного прутка (б), изготовленных из полученных при тг = 180 мин гранул порошковой композиции ПАС-3 (х500)
Описанная выше тенденция, а также анализ полученных свойств исследуемых материалов позволяет предположить, что физико-механические свойства исследуемых материалов формировались, практически, на основе аддитивного влияния [5] на процесс их формирования таких одновременно реализуемых механизмов создания структуры и получения свойств материалов, как интенсивная пластическая деформация (ИПД) обрабатываемых в аттриторе порошковых композиций, дисперсионное твердение порошкового алюминиевого сплава ПАС и дисперсное упрочнение, преимущественно, порошка алюминия 1111-1.
Самые низкие значения КЛТР (таблица) были получены при добавлении в композицию ПАС-3 меди в количестве 1,0% масс. и магния в количестве 0,5% масс. (ПАС-31), а также при добавлении в композицию ПАС-2 титана в количестве 0,8% масс. (ПАС-21). При этом обработка исходных порошков этих композиций велась в аттриторе при тг = 90 мин.
Основные физико-механические свойства разработанных и стандартных ______________ поршневых алюминиевых материалов_____________________
Обозначение материала тг, мин Р 3 г/см3 ов (МПа) при температуре (°С) испытаний: 85, % ИУ50/30, МПа КЛТР (10-6 1/ °С) при температурах (°С) испытаний:
20 350 2 0 1 о о 20...350
Разработанные композиционные материалы
ПАС-1/120 120 2,68 627 183 1,6 1705 17,6 20,3
ПАС-1/150 150 2,70 603 182 1,2 1735 18,1 19,8
ПАС-1/60 60 2,71 607 165 2,0 1600 16,7 19,6
ПАС-21 90 2,72 485 136 1,5 1930 16,8 18,8
ПАС-31 90 2,73 445 126 1,2 2070 15,8 18,1
Стандартные литейные поршневые сплавы
АЛ25 - 2,72 225 50 0,5 1170 19,0 21,5
КБ1275 - 2,68 225 50 0,8 1000 19,0 22,5
КБ281.1 - 5,98 200 40 0,7 1000 18,5 20,5
КБ280 - 7,89 200 40 0,5 1000 17,8 19,5
Стандартные деформируемые поршневые сплавы
АК4-1 - 2,80 450 100 13 1100 21,2 24,5
АК12Д - 2,72 460 100 11 1300 20,5 22,5
В таблице приведены основные физико-механические свойства некоторых полученных материалов, обладающих или максимальной жаропрочностью, или минимальным коэффициентом линейного термического расширения. Для сравнения представлены также свойства некоторых стандартных алюминиевых поршневых сплавов.
Анализ данных таблицы показал, что разработанные композиционные материалы по своим прочностным свойствам, особенно, при температуре 350°С значительно превосходят стандартные алюминиевые поршневые сплавы. При этом они обладают также пониженным КЛТР и более пластичны по сравнению с литейными алюминиевыми сплавами.
Выводы. 1. Использование метода реакционного механического легирования в аттриторах и технологий порошковой и гранульной металлургии в совокупности с выявленными оптимальными составами исходных порошковых композиций обеспечило возможность создания на базе стандартных порошков алюминия и алюминиевого сплава новых перспективных материалов с высокой жаропрочностью и низким коэффициентом линейного термического расширения.
2. Достигнутый у разработанных материалов уровень физико-механических свойств позволяет рекомендовать их для эффективного армирования вставками из этих материалов поршней форсированных двигателей внутреннего сгорания.
Литература
1. Архипов И.В., Шалунов Е.П. Повышение эксплуатационных свойств отливок из алюминиевых сплавов за счет их армирования объемными наноструктурными материалами // Научные инновации для промышленности, сельского хозяйства и здравоохранения: сб. тр. лауреатов конкурса по программе «Участник молодежного научно-инновационного конкурса». Чебоксары: Изд-во Чуваш. ун-та, 2010. С. 33-38.
2. Архипов И.В., Шалунов Е.П. Повышение прочности алюминиевых отливок за счет их армирования наноструктурными порошковыми материалами // Новые материалы и изделия из металлических порошков. Производство. Применение (ТПП-ПМ2011): сб. тр. 3-го междунар. науч.-практ. сем. Йошкар-Ола: ООО «ПП Центр Принт», 2011. С. 79-83.
3. Белявский Г.И., Шалунов Е.П. Получение биметаллических отливок с вкладышами из дисперсно-упрочненных композитов // Литейное производство. 1991. № 3. С. 15-16.
4. Вырубов Д.Н., Ефимов С.И., Иващенко Н.А. Двигатели внутреннего сгорания: конструирование и расчет на прочность поршневых и комбинированных двигателей. М.: Машиностроение, 1984. 384 с.
5. Порошковая металлургия. Спеченные и композиционные материалы: пер. с нем / под ред. В. Шатта. М.: Металлургия, 1983. 520 с.
6. Рождественский Ю.В., Гаврилов К.В. Современные конструкции поршней для тепловых двигателей. Челябинск: Изд. ЮУрГУ, 2009. 50 с.
7. Schalunov E., Slesar M., Besterci M., Oppenheim H., Jangg G. Einfluss der Herstellungsbe-dingungen auf die Eigenschaften von Al-Al4C3-Werkstoffen // Metall. 1986. № 6. S. 601-606.
8. Shalunov E., Matrosov A., Karalin A. Development and research of a nanostructured material from aluminium powder for orthopedy and traumatology // Proc. of Int. Powder Metallurgy Congress (EURO PM2008). Mannheim. 2008, sept. 29-oct. l. Shrewsbury: EPMA, 2008. Vol. 2. P. 135-139.
ШАЛУНОВ ЕВГЕНИИ ПЕТРОВИЧ - кандидат технических наук, профессор кафедры технологии машиностроения, научный руководитель Объединенной научно-исследовательской лаборатории качества, обрабатываемости и композиционных материалов, Чувашский государственный университет, Россия, Чебоксары (*Ьа1ипоу2000@ша11.ги).
SHALUNOV EVGENY PETROVICH - candidate of technical sciences, professor, scientific leader of the Joint Research and Development Laboratories of Composite Materials, their Technology and Quality, Chuvash State University, Russia, Cheboksary.
АРХИПОВ ИВАН ВЛАДИМИРОВИЧ - инженер Объединенной научно-исследовательской лаборатории качества, обрабатываемости и композиционных материалов, аспирант, Чувашский государственный университет, Россия, Чебоксары (arhipov_i@mail.ru).
ARKHIPOV IVAN VLADIMIROVICH - еngineer of the Joint Research and Development Laboratories of Composite Materials, their Technology and Quality, post-graduate student, Chuvash State University, Russia, Cheboksary.
