О механизмах формирования структуры и свойств композиционных материалов системы Cu-Al-C-O, получаемых на основе метода реакционного механического легирования

ПОРОШКОВАЯ МЕТАЛЛУРГИЯ И КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ

УДК 621.762.4.04 ББК 34.39

Е.П. ШАЛУНОВ, В.М. СМИРНОВ

О МЕХАНИЗМАХ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ СИСТЕМЫ CU-AL-C-O, ПОЛУЧАЕМЫХ НА ОСНОВЕ МЕТОДА РЕАКЦИОННОГО МЕХАНИЧЕСКОГО ЛЕГИРОВАНИЯ

Ключевые слова: реакционное механическое легирование, аттритор, гранулы, дисперсное упрочнение, агрегатная структура, нанокристаллическая медь, оксиды алюминия, оксиды меди, графит, внутреннее окисление и восстановление.

Приведены результаты экспериментальных исследований по выявлению механизмов формирования структуры и свойств порошковой меди с добавками алюминия, углерода и окиси меди, подвергнутой обработке в аттриторе в присутствии кислорода воздуха. Обсуждаются механизмы образования упрочняющих частиц y-Al2O3 в зависимости от содержания оксидов меди и режима термообработки гранул. Показаны составы и условия получения композиционных материалов системы Cu-Al-C-O на основе метода реакционного механического легирования, обладающих высокой электропроводностью и температурой рекристаллизации.

E.P. SHALUNOV, V.M. SMIRNOV ABOUT THE MECHANISMS OF FORMATION OF THE STRUCTURE AND PROPERTIES OF CU-AL-CO COMPOSITE, OBTAINED THROUGH THE REACTIONARY MECHANICAL ALLOYING METHOD

Key words: reactionary mechanical alloying, attritor, granule, dispersion s^ngh^ng, aggregate structure, nanocrystalline copper, aluminum oxide, copper oxide, graphite, inner oxidation and reduction.

Here are the experimental results for identifying of formation the structure and properties of copper powder with additives of aluminum, carbon and copper oxide, the treated in an attritor in the presence of oxygenHere are the results of research Discussed the results of the mechanisms of formation of reinforcing particles y-Al2O3 based on the content of copper oxides and the heat treatment of granules. Recently compositions and conditions of composite materials of Cu-Al-CO on the basis of reactionary mechanical alloying with high electrical conductivity and recrystallization temperature.

Дальнейшее совершенствование электрических аппаратов и электротехнологиче-ских установок делает все более востребованными медные электроконтактные материалы, которые способны сохранять хорошую электро- и теплопроводность, высокие прочностные характеристики, износо- и дугостойкость и другие физико-механические и эксплуатационные свойства при высоких температурах. Использование механизма дисперсионного упрочнения [6] для получения таких материалов не подходит, так как прочностные характеристики дисперсионно-твердеющих медных сплавов сохраняются лишь до температур, равных 0,5-0,6 температуры плавления меди Тш, а уже при 0,7ТШ они приближаются к прочностным характеристикам чистой меди. Например, лучшая электротехническая бронза БрХ1Цр системы Cu-Cr-Zr имеет температуру рекристаллизации, не превышающую 550°С.

В отличие от механизма дисперсионного упрочнения, при котором стабильность и, вообще, существование мелкодисперсной фазы-упрочнителя в дисперсионно-твердеющих медных сплавах зависит от температуры их нагрева (при высоких температурах она растворяется в медной матрице), механизм дисперсного упрочнения принципиально может обеспечить стабильность получаемых по нему дисперсно-упрочненных композиционных материалов (ДУКМ) при 0,80-0,90 температуры плавления их основы [2, 5]. Однако такая температурная стабильность ДУКМ может быть обеспечена при со-

блюдении ряда условий, среди которых одними из важнейших являются термодинамическая стабильность фазы-упрочнителя (оксидов, карбидов, боридов и др.), её нерастворимость в матрице и отсутствие взаимодействия с ней вплоть до её плавления, а также чрезвычайно высокая дисперсность (10-50 нм) частиц этой фазы-упрочнителя.

Наиболее простым способом реализации механизма дисперсного упрочнения при получении ДУКМ является элементарное механическое смешивание порошка матрицы и частиц (порошка) фазы-упрочнителя указанной выше дисперсности. Для этого предложены различные методы, среди которых наиболее эффективным следует считать метод механического легирования, осуществляемый в аппаратах тонкого измельчения (аттриторах, вибро- и планетарных мельницах и т.п.) [5]. Однако порошки фазы-упрочнителя нанодисперсного уровня (10-50 нм), требуемые для изготовления ДУКМ данным методом, имеют высокую цену, являются пирофорными и обладают склонностью к комкованию, что крайне ограничивает возможность использования этого метода в промышленных масштабах. В связи с этим данный метод получения медных ДУКМ в большинстве случаев не вышел за рамки лабораторий.

Наиболее совершенным методом реализации механизма дисперсного упрочнения при получении ДУКМ является реакционное механическое легирование [11], предусматривающее размалывание в высокоэнергетической мельнице, например, в аттриторе не просто готовой смеси порошков матрицы и фазы-упрочнителя, а порошков, которые обеспечивают получение этой фазы в результате размола и дальнейшего передела продукта размола по технологиям порошковой и гранульной металлургии. В частности, данный метод был использован авторами работы [11-13] для получения дисперсно-упрочненных композиционных материалов Си-А1203 путем размола в аттриторе смеси порошков меди и алюминия в присутствии кислорода воздушной среды, последующей термообработки полученных в аттриторе гранул в среде Н2/Н20 в пропорции 1/100 при температуре 700°С, холодного компактирования при давлении 800 МПа термообработанных гранул в брикеты и горячей экструзии при температуре 800-850°С предварительно нагретых брикетов в прутки. При этом нагрев брикетов перед экструзией производился в среде водорода.

Рекристаллизация и связанное с ней разупрочнение этих материалов наблюдаются лишь при температурах свыше 800°С [13], что объясняется созданием в них действительно достаточно оптимальной с позиций теории дисперсного упрочнения структуры, особенно тонкой, характеризующейся как наличием в ней субзерен нанодисперсного уровня и упрочняющих оксидов А1203 со средним размером 28-90 нм, так и высокой плотностью дефектов кристаллического строения. Благодаря вышеприведенным свойствам, эти материалы могут быть рекомендованы для изготовления из них изделий, связанных с эксплуатацией при высоких нагрузках в условиях повышенных температур, например для электродов контактной сварки. Однако данная технология не нашла применения в промышленном производстве. Необходимость использования для восстановления окисленной меди термообработки в водородной среде со строго определенным соотношением восстановителя (водорода) и окислителя (перегретого пара), необходимого для доокисления алюминия, в совокупности с процессом реакционного механического легирования делает получаемые материалы дорогостоящими, а их свойства - сложно контролируемыми.

В связи с этим большой интерес представляют технологии, использующие в качестве восстановителей окисленной меди недорогие и, в частности, твердые реагенты (графит, древесный уголь и другие углеродсодержащие материалы). В Чувашском государственном университете был разработан способ получения дисперсно-упрочненных композиционных материалов на основе порошковой меди [3, 4, 7], в основе которого лежит метод реакционного механического легирования в высокоэнергетических шаровых мельницах (например, в аттриторах) порошковой меди металлами Ш-УГ групп периодической системы Д.И. Менделеева (в частности, алюминием, титаном, хромом, ванадием и др.), а также углеродом в присутствии кислорода воздуха.

Введение углерода позволило отказаться от применения дорогих технологических восстановительных процессов и разработать объемные наноструктурные материалы на основе порошковой меди электроконтактного назначения [4, 7]. Однако в этих материалах не всегда удается получать оптимальное сочетание механических свойств и электропроводности (теплопроводности), что особенно важно для электро-контактных материалов. В частности, увеличение добавок порошка алюминия в медных композиционных материалах с дисперсными частицами оксида алюминия способствует увеличению механических свойств и износостойкости конечного материала, но при этом уменьшается электропроводность за счет сохранения атомов алюминия в медной матрице в виде твердого раствора [В].

В работе авторов [9] предложен метод увеличения электропроводности композиционных материалов системы Cu-Al-C-O, получаемых на основе реакционного механического легирования, за счет обеспечения полного окисления содержащегося в них алюминия, что может быть достигнуто путем введения в состав шихты окиси меди и использования термообработки гранул в полугерметичной камере с карбюризатором. Хотя такие композиционные материалы уже начинают применяться в качестве электроконтактных материалов, например электродов для контактной сварки, отсутствие знаний о механизмах формирования их структуры и свойств сдерживает возможность дальнейшей оптимизации этих материалов. Поэтому авторами настоящей работе была поставлена цель исследования структуры и свойств этих композиционных материалов и выявления механизмов их формирования.

Материалы и основные методы их исследований. Исходный состав порошковых композиций и условное обозначение изготавливаемых из них для исследований материалов представлены в табл. 1. Содержание окиси меди CuO, добавляемой в порошковые композиции, рассчитывали исходя из того, что для полного окисления 1 г алюминия необходимо 4,4 г окиси меди.

Исследуемые порошковые композиции с добавками окиси меди обрабатывали в ат-триторе с емкостью рабочей камеры 15 л в среде содержащегося в ней воздуха в течение б0 мин со скоростью вращения ротора аттритора б00 об./мин. В целях уменьшения износа рабочих тел аттритора и, соответственно, снижения содержания включений железа в конечном материале обработка порошковых композиций проводилась в режимах, менее энергонапряженных по сравнению с режимами, когда обработке в аттриторе подвергаются аналогичные порошковые композиции, но без добавок окиси меди [В]. Уменьшение интенсивности воздействия на порошковую композицию со стороны мелющих стальных шаров достигали за счет изменения геометрии бил и увеличения отношения массы порошковой композиции к массе мелющих шаров с 1:20 до 1:15 и 1:б.

Технологический передел полученных в аттриторе гранул в полуфабрикат в виде прутка включал следующие операции: 1) термообработка гранул (для материалов с добавлением окиси меди) в закрытой полугерметичной камере при температуре 850-8700С в течение 2-4 ч в присутствии карбюризатора (Na2CO3 - 25% масс., CaCO3 - 5% масс., остальное - древесный уголь), являющегося генератором смеси газов (СО+СО2);

2) двустороннее холодное компактиро-вание гранул в брикеты при удельном давлении б00 МПа; 3) нагрев завернутых в медную фольгу (или помещенных в капсулу с карбюризатором) брикетов до температуры 700°С, выдержка при этой температуре 15-20 мин для их прогрева и последующая горячая экструзия в прутки.

Исследования структуры материалов проводили на сканирующем зондовом микроскопе NEXT компании

Таблица 1

Исходный химический состав

исследуемых материалов на основе меди

Условное обозначение материала Легирующие добавки, % масс.

Al С (графит) CuO

МАГ50-25 0,50 0,25 - ост.

МАГ100-30 1,00 0,30

МАГ25-15К 0,25 0,15 1,32 ост.

МАГ40-20К 0,40 0,20 2,12 ост.

МАГ50-25К 0,50 0,25 2,б4 ост.

МАГВ0-15К 0,80 0,15 3,50 ост.

НТ МТД методом атомно-силовой микроскопии на шлифах после электрополировки в электролите следующего состава: ортофосфорная кислота - 1150 г/л; н-бутиловый спирт - 95 мл/л; вода - остальное.

Реттеноструктурный анализ, включающий измерение периода решетки, фазовый анализ дисперсоидов, проводили на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3М по стандартным методикам. Период решетки определяли с точностью +0,00002 нм по центру тяжести Ха линии (420) на медном излучении (АХ аср, = 0,154178 нм). Выделение диспер-соидов для рентгенофазового анализа осуществляли путем анодного растворения матрицы в водном электролите, содержащем 3% масс. Си804, 3% масс. Н3Р04, 3% масс. цитрата аммония.

Результаты исследований и их обсуждение. Как было отмечено выше, дисперсно-упрочненный композиционный материал на основе меди будет обладать оптимальным сочетанием электропроводности, жаропрочности и износостойкости, если матрицей материала является чистая медь, а дисперсные частицы с размерами 10-50 нм будут равномерно распределены внутри ее зерен.

В исследуемых композиционных материалах системы Си-А1-С-0 основным легирующим элементом, снижающим электропроводность, является алюминий, который при реакционном механическом легировании порошковой меди в аттриторе и дальнейшем термодеформационном переделе полученных гранул в прутки может полностью не окислиться из-за недостатка кислорода и образовать твердый раствор Си(А1). Действительно, как видно из табл. 2, дополнительное введение окислителя в виде окиси меди в исходную шихту и отжиг полученных гранул обеспечивают более высокую электропроводность прутков из материалов МАГ40-20К и МАГ80-15К по сравнению с электропроводностью прутков из материалов МАГ50-25 и МАГ100-30, получаемых без добавления окиси меди и дополнительной термообработки. При этом материалы с повышенной электропроводностью имеют меньшую прочность и твердость, но близки по этим характеристикам к известному дисперсно-упрочненному материалу вШСор АЬ-60 [10].

Таблица 2

Основные физико-механические свойства исследуемых материалов системы Си-АІ-С-О

Характеристика материала СМСор АЬ-60 Исследуемые материалы

МАГ 50-25 МАГ 100-30 МАГ 25-15К МАГ 40-20К МАГ 50-25К МАГ 80-15К

Абсолютная плотность, г/см3 8,81 8,62 8,60 8,69 8,56 8,57 8,59

Теплопроводность, Вт/мх°К 320 185 117 339 325 315 308

Электропроводность, % от электропроводности меди 75 50 30 92 87 85 81

Твердость по Бринеллю, НВ 5/750/30 155 181 196 128 140 140 160

Предел прочности при растяжении, МПа 500 717 780 400 420 415 510

Относительное удлинение, % 15,0 8,7 5,3 21 15 15 12

Температура рекристаллизации, °С 860 930 960 830 840 840 870

Измерения параметра решетки подтвердили, что добавка окиси меди в исходную порошковую композицию материалов системы Си-А1-С-0 в совокупности с проведенной термообработкой полученных в аттриторе гранул обеспечивает полное окисление алюминия и удаление его из решетки меди. Как видно из табл. 3, параметр решетки медной матрицы исследуемых материалов МАГ40-20К и МАГ80-15К соответствует параметру решетки чистой меди (0,36150 нм).

При этом параметр решетки материалов МАГ50-25 и МАГ100-30, полученных без добавления окиси меди и дополнительной термообработки, составляет 0,36180 нм и

0,36200 нм, соответственно, что значительно превышает параметр решетки чистой меди. Концентрация алюминия в твердом растворе Си(А1) материалов МАГ50-25 и МАГ100-

30М70, рассчитанная по правилу Ве-гарда, составляет 0,3% масс. и 0,5% масс., соответственно.

Как показывает рентгенофазовый анализ анодных осадков исследуемых материалов МАГ40-20К и МАГ80-15К в виде прутков, основной упрочняющей фазой в них, так же как и в материалах МАГ50-25 и МАГ100-30 [8], является оксид алюминия у-Л1203 (табл. 4).

Таблица 4

Фазовый состав анодного осадка (дисперсных частиц) материала МАГ40-20К

№ линий Интенсивность I* Угол дифракции 20, град. Межпло ско стное расстояние d, нм Фаза Теоретические значения

d, нм I

1 очень слабая 31,0 0,335 C-графит 0,33В 100

2 очень слабая 41,б 0,252 CuO 0,251 100

3 слабая 42,7 0,246 Cu2O 0,245 100

4 слабая 44,0 0,239 Y-Al2°3 0,239 19

5 очень слабая 46,6 0,229 Y-Al2O3 CuO 0,22В 0,231 13 100

б средняя 53,7 0,199 Y-AbO3 0,19В 72

7 счень слабая 72,0 0,152 Cu2O 0,151 44

В сильная 79,5 0,140 Y-Al2O3 0,140 100

Образование оксида алюминия начинается при обработке порошковой композиции в аттриторе, где за счет механической активации создаются условия для взаимодействия алюминия с кислородом воздуха и кислородом, находящимся в оксидах меди. При размоле смеси порошков меди, алюминия, графита и окиси меди в среде воздуха камеры аттритора возможны следующие окислительно-восстановительные реакции:

2Cu+O2 = 2Cu2O,

4Al+3O2 = 2Al2O3,

2A1+3Cu2O=A12O3+6Cu,

В аттриторе в результате механического воздействия стальных шаров на частицы порошковой композиции, кроме окислительно-восстановительных реакций (1)-(б), происходят пластическая деформация и сваривание друг с другом отдельных частиц композиции. При этом между частицами порошка меди попадают частицы порошков алюминия, окиси алюминия, окиси меди и графита. С течением времени размер медных гранул увеличивается, а они сами сильно упрочняются в результате интенсивной пластической деформации (ИПД) [1]. По достижении гранулами предельной прочности начинается процесс дробления (разрушения) гранул. В результате многократного сваривания и дробления формируются гранулы с мелкозернистой агрегатной структурой, где по границам зерен располагаются частицы алюминия, окиси алюминия, окиси меди и графита.

Как показывают исследования тонкой структуры на поперечных шлифах, вырезанных из прутка, на сканирующем зондовом микроскопе Next атомно-силовым методом (АСМ), размер зерен исследуемых материалов в большой степени зависит от энергетических режимов обработки смеси исходных порошков в аттриторе. При интенсивном, высокоэнергетическом режиме обработки исходной композиции порошков меди, алюминия и графита в аттриторе, последующем холодном прессовании полученных гранул в брикеты и горячей экструзии этих брикетов в прутки в материалах МАГ50-25 и МАГ100-30 образуется однородная мелкозернистая структура. Размер зерен составляет 100-200 нм (рис. 1, а и б).

Таблица 3

Параметр решетки меди в исследу емых материалах_____________

Материал Содержание алюминия в порошковой композиции, % масс. Параметр решетки меди, нм

в гранулах в прутке

МАГ50-25 0,5 0,36152 0,3б1В0

МАГ100-30 1,0 0,36161 0,36200

МАГ40-20К 0,4 0,36151 0,36150

МАГВ0-15К 0,В 0,36154 0,36151

а 6

Рис. 1. Тонкая структура материала МАГ50-25

В исследуемых материалах МАГ40-20К и МАГ80-15К, получаемых в низкоэнергетическом режиме обработки в аттриторе порошковой меди с добавками алюминия, графита и окиси меди и последующей термообработкой гранул, затем холодным прессованием и горячей экструзией, наблюдается менее однородная структура (рис. 2, а и б). Имеются области с крупными зернами, достигающими до 500 нм, наряду с областями мелкозернистой структурой с размерами 100-200 нм.

а 6

Рис. 2. Тонкая структура материала МАГ80-15К

Сохранение мелкозернистой структуры в исследуемых материалах в виде прутков, несмотря на высокую температуру нагрева гранул при термообработке перед экструзией, можно объяснить только наличием устойчивых дисперсных включений оксида алюминия, образование которых начинается уже на стадии обработки порошковой композиции на основе меди в аттриторе. При этом необходимо учесть, что часть механической энергии при размоле порошковой композиции превращается в тепло. Локальная температура при столкновении шаров может достигать более 1000°С.

В таких условиях активизируются окислительно-восстановительные реакции (1)-(6), а также создаются условия для диффузии атомов алюминия и кислорода вовнутрь зерна меди, где в результате внутреннего окисления алюминия возможно образование дис-

персных частиц оксида алюминия. Результаты измерения периода решетки гранул до термообработки (см. табл. 3) подтверждают возможность растворения атомов алюминия в медной матрице при обработке порошковой композиции в аттриторе. Действительно, заметное увеличение периода решетки меди наблюдается как в гранулах МАГ100-30, так и гранулах МАГ80-15К, что возможно при образовании твердого раствора Си(Л1).

Дальнейшее окисление алюминия и образование окиси алюминия происходят при термообработке гранул, имеющих агрегатную структуру. Внутри гранул по границам ультрамелких зерен кроме оксидов алюминия, оксидов меди и графита располагаются также включения алюминия. При нагреве исследуемых гранул выше 650°С и выдержке при этих температурах создаются условия для диффузии атомов алюминия и кислорода в медной матрице. Хотя коэффициент диффузии алюминия значительно меньше коэффициента диффузии атомов кислорода в меди Б0, скорость проникновения атомов алюминия в медную матрицу РЛ1 = БЛ1СЛ1 и образования твердого раствора замещения Си(Л1) может быть выше скорости проникновения атомов кислорода в медную матрицу Ро = Ьо'С0.

Условие РЛ1 > Р0 может наблюдаться при температурах нагрева 650-750°С, когда растворимость атомов кислорода С0 на несколько порядков ниже растворимости атомов алюминия в меди ССи. При таких условиях атомы алюминия могут быстрее, чем атомы кислорода, проникать в медную матрицу, и поэтому окисление алюминия будет происходить вблизи поверхности оксидов меди, что может привести к образованию плотной оксидной пленки на поверхности частиц оксида меди. На возможность такого механизма твердофазного окисления алюминия и образования дисперсных частиц указывают, например, результаты стереологического анализа дисперсных частиц на репликах от шлифов композиционных материалов системы Си-Л1-0 [8]. По такому же механизму, по-видимому, образуются и дисперсные частицы в исследуемых композиционных материалах МАГ50-25 и МАГ100-30, которые не подвергались дополнительной термообработке при температурах выше 850°С и не содержат дополнительный окислитель - окись меди. Как видно из рис. 1, б, дисперсные частицы в материале МАГ50-25 располагаются в основном по границам зерен.

Основным условием внутреннего окисления легирующего элемента является то, что он должен находиться в матрице в виде твердого раствора. Но как показывает моделирование, внутреннее окисление в сплавах с образованием дисперсных частиц окиси легирующего элемента возможно не только при образовании легирующим элементом твердого раствора, но и при условии, если легирующий элемент одновременно в сплаве находится в виде твердого раствора и в виде второй фазы.

Вторым условием внутреннего окисления является условие РЛ1 < Р0, при котором фронт атомов кислорода проникает вовнутрь зерна твердого раствора алюминия в меди. На границе этого фронта образуются дисперсные частицы оксида алюминия в матрице. Поставщиком кислорода для внутреннего окисления алюминия в исследуемых материалах МАГ40-20К и МАГ80-15К являются частицы оксидов меди, которые вводятся дополнительно в шихту и также могут образоваться при обработке порошковой композиции в аттриторе. Например, содержание кислорода в гранулах материала МАГ80-15К составляет 0,65% масс. (табл. 5).

Оксиды меди в гранулах в основ-

Таблица 5

Содержание газов в исследуемом материале МАГ80-15К

Состояние материала Содержание газа, % масс.

кислород водород

Порошок ПМС-1 0,13 0,00200

Гранулы до отжига 0,65 0,00250

Гранулы после отжига 0,50 0,00004

Пруток 0,55 0,00035

ном располагаются по границам зерен. При нагреве гранул исследуемых материалов МАГ40-20К и МАГ80-15К в восстановительной среде смеси газов (СО+СО2) до 850оС кислород, находящийся в оксидах меди, начинает диффундировать в медную матрицу, создавая фронт атомов кислорода, и при встрече с атомами алюминия образует

дисперсные частицы окиси алюминия, а при встрече с включениями графита - окись углерода. Как видно из табл. 5, после термообработки в восстановительной среде смеси газов (СО+СО2) общее содержание кислорода в гранулах материала МАГ80-15К уменьшается до 0,50% масс. При термообработке также происходит взаимодействие кислорода с остаточным водородом, что подтверждается снижением концентрации водорода до 0,00004% масс. в гранулах материала МАГ80-15К (см. табл. 5).

Как видно из рис. 2, б, выделения в материале МАГ80-15К располагаются как по границам зерен, образуя цепочки или сплошные линии, так и внутри зерен. Образование отдельных дисперсных частиц, расположенных внутри зерен, подтверждает тезис о возможности выделения их по механизму внутреннего окисления [2] при термообработке гранул. Но из-за наличия большой удельной поверхности границ зерен в единице объема материала, по-видимому, диффузия атомов кислорода и алюминия при внутреннем окислении в значительной степени происходит по границам зерен, что приводит к образованию выделений оксида алюминия по границам зерен в виде цепочек частиц или сплошных линий.

Следует также отметить, что в материалах МАГ40-20К и МАГ80-15К, как показывают рентгенофазовый анализ (см. табл. 4) и исследования тонкой структуры (см. рис. 2, а и б), сохраняются включения оксидов меди, преимущественно Си0, расположенных по границам зерен меди, размеры которых составляют 100 нм и более. Так как при этом исследуемые материалы имеют очень низкую концентрацию водорода (см. табл. 5), при работе в условиях высоких температур не наблюдается эффекта «вздутия» («водородной болезни») этих материалов.

Выводы. Формирование структуры и свойств исследуемых композиционных материалов системы Си-Л1-С-0 происходит в два этапа. На первом этапе - при обработке исходной порошковой смеси меди, алюминия, графита и оксида меди в аттриторе в среде кислорода воздуха - формируются гранулы с сильно измельченной структурой зерна, по границам которой располагаются отдельные включения оксидов меди, оксида алюминия, чистого алюминия и графита. Формируется так называемая агрегатная структура, которая является неустойчивой, так как содержит алюминий и оксид меди.

Дальнейшее формирование структуры продолжается при термообработке гранул и их горячей экструзии в результате твердофазного взаимодействия алюминия и оксида меди. Механизм этого взаимодействия зависит от скорости проникновения (диффузии) атомов алюминия и кислорода в медную матрицу, следовательно, от температуры отжига гранул, а также от концентрации алюминия и оксида меди в исходном составе материалов.

Литература

1. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства. М.: Академкнига, 2007. 398 с.

2. Кипарисов С.С., Левинский Ю.В. Внутреннее окисление и азотирование сплавов. М.: Металлургия, 1979. 200 с.

3. Пат. 2117063 Российская Федерация, МПК6 С22С1/04, С22С1/10. Способ изготовления жаропрочных и жаростойких дисперсно - упрочненных изделий на основе меди / Е.П. Шалунов, А.А. Козицин, А.Л. Матросов и др.; заявители и патентообладатели ОАО «Уралэлектромедь» и ООО НТФ «Техма». №97106864/02; заявл. 24.04.97; опубл. 10.08.1998, Бюл. № 22. 12 с.

4. Пат. 2195511 Российская Федерация, МПК6 С22С1/10, В22Е9/04. Дисперсно-упрочне-ный композиционный материал для электроконтактных деталей / Шалунов Е.П., Матросов А. Л., Липатов Я.М., Берент В.Я.; заявитель ООО НТФ «Техма»; патентообладатель Шалунов Е.П. №2001103228/02; заявл. 05.02.01; опубл. 27.12.2002, Бюл. № 36. 8 с.

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

199 с.

6. Раховский В.И., Левченко Г.В., Теодорович О.К. Разрывные контакты электрических аппаратов. Л.: Энергия, 1966. 296 с.

7. Шалунов Е.П. Жаро- и износостойкие медные гранулированные композиционные материалы с механохимически синтезированными упрочняющими наночастицами и высокоресурсная продукция из них // Нанотехника. 2007. № 1(9). С. 69-78.

8. Шалунов Е.П., Смирнов В.М., Матросов А.Л. Реакционное механическое легирование порошковой меди кислородом и углеродом // Вестник Чувашского университета. 2012. № 3. С. 252-259.

9. Шалунов, Е.П., Смирнов В.М. Особенности формирования объемных наноструктурных материалов на основе меди методом реакционного механического легирования // Вестник Чувашского университета. 2009. № 2. С. 291-299.

10. GlidCop-Aluminiumoxidverstarktes Kupfer // Information von SCM Metal Products, Inc.. 1994. 12 S.

11. Jangg G., Kutner F., Korb G. Herstellung und Eigenschaften von dispersionsgeharteten Aluminium//Aluminium.1975. № 51. Heft 10. S. 641-645.

12. Oppenheim H. Herstellung. Eigenschaften und Verwendungsmoglichкeiten von dispersi-onsgehartetem Kupfer // Z. fur Metallkunde. 1983. № 74. S. 319-322.

13. Slesar M., Jangg G., Besterci M. Festigkeit und Bruch dispersionsgeharteter Cu-Al2O3-Werkstoffe // Z. fur Metallkunde. 1981. № 72. Heft 6. S.423-427.

ШАЛУНОВ ЕВГЕНИИ ПЕТРОВИЧ - кандидат технических наук, профессор кафедры технологии машиностроения, научный руководитель Объединенной научноисследовательской лаборатории качества, обрабатываемости и композиционных материалов, Чувашский государственный университет, Россия, Чебоксары (*Ьа1ипоу2000@ша11.ги).

SHALUNOV EVGENIY PETROVITCH - candidate of technical sciences, professor of of Mechanical Engineering Technology Chair, scientific leader of the Joint research and development laboratories of mechanically alloyed nano-composite materials, their technology andquali-ty, Chuvash State University, Russia, Cheboksary.

СМИРНОВ ВАЛЕНТИН МИХАИЛОВИЧ - кандидат физико-математических наук, доцент, заведующий кафедрой технологии роботизированного производства, Чувашский государственный университет, Россия, Чебоксары (vms53@inbox.ru).

SMIRNOV VALENTIN MICHAYLOVICH - candidate of physical and mathematical sciences, head of Robotized Manufacture Technology Chair, Chuvash State University, Russia, Cheboksary.