Мезоструктурный материал с включениями, содержащими нанокристаллические частицы, полученный квазидинамическим методом прессования

УДК 539.37, 541.124

Мезоструктурный материал с включениями, содержащими нанокристаллические частицы, полученный квазидинамическим методом прессования

М.П. Бондарь, М.А. Корчагин1, Е.С. Ободовский,

С.В. Панин2, Я. Л. Лукьянов

Институт гидродинамики им. М.А. Лаврентьева СО РАН, Новосибирск, 630090, Россия 1 Институт химии твердого тела и механохимии СО РАН, Новосибирск, 630128, Россия 2 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия

Методом квазидинамического прессования получен мезоструктурный композит — материал, представляющий собой матрицу-каркас из основы материала, заполненную включениями. Размер включений соизмерим с размером зерна основы материала. Основой мезоструктурного композита являлась медь или внутреннеокисленная медь в форме порошковой фракции, которая подвергалась механолегированию нанокомпозитом. Нанокомпозит представлял собой смесь 60 % меди и 40 % наноразмерных частиц TiB2. Метод изготовления материала, характеризуемый большими деформациями, определил самоорганизацию микроструктуры при сохранении размера упрочняющих частиц TiB2 в сформировавшейся структуре включений. Механические свойства мезоструктурного композита существенно превосходят свойства основы композита. Показано также, что механические свойства сплавов с основой из внутреннеокисленной меди с 6-9 об. % наночастиц TiB2 близки свойствам сплава с основой из меди с 18 об. % наночастиц TiB2. Электросопротивление мезоструктурного композита с основой из внутреннеокисленной меди (6-9 об. % наночастиц TiB2) на 2—4 % выше электросопротивления внутреннеокисленной меди, а у сплава с основой из меди (18 об. % наночастиц TiB2) оно выше на 8 %.

Ключевые слова: квазидинамическое прессование, микроструктура, мезокомпозит, нанокомпозит

Quasidynamic compaction of the mesostructural material with inclusions reinforced by nanocrystalline particles

M.P. Bondar, M.A. Korchagin1, E.S. Obodovskii,

S.V. Panin2 and Ya.L. Lukyanov

Lavrentyev Institute of Hydrodynamics SB RAS, Novosibirsk, 630090, Russia 1 Institute of Solid State Chemistry and Mechanochemistry SB RAS, 630128, Novosibirsk, Russia 2 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia

A quasidynamic compaction technique is used to produce a mesostructural composite that represents the matrix framework from the base material filled with inclusions. The size of the latter is comparable with the matrix grain size. The mesostructural composite base is the powder of copper or internally oxidized copper subjected to mechanical alloying with a nanocomposite. The latter is a mixture of 60 % of copper and 40 % of nanosized TiB2 particles. Due to high deformations the material exhibits the micro structure self-organization and the constant size of reinforcing TiB2 particles in the inclusions. Mechanical properties of the mesostructural composite exceed considerably those of the composite matrix. Mechanical properties of alloys from the internally oxidized copper matrix and 6-9 vol. % of TiB2 nanoparticles are close to properties of copper-base alloys with 18 vol. % of TiB2 nanoparticles. The electrical resistance of the mesostructural composite with the internally oxidized copper matrix (6-9 vol. % of TiB2 nanoparticles) is 2-4 % higher than that of internally oxidized copper and the electrical resistance of the copper-base alloy (18 vol. % of TiB2 nanoparticles) is 8 % higher.

Keywords: quasidynamic compaction, microstructure, mesocomposite, nanocomposite

© Бондарь М.П., Корчагин M.A., Ободовский E.C., Панин C.B., Лукьянов Я.Л., 2008

1. Введение

Принципы физической мезомеханики [ 1 ] могут быть эффективно использованы при разработке гетерогенных материалов с высокими значениями механических характеристик (твердость, прочность, износостойкость и термостойкость). При этом большое значение при разработке гетерогенных материалов и рассмотрении их свойств отводится внутренним границам раздела.

Особое место занимает проблема разработки материалов, работающих в условиях высоких температур и напряжений, а также обладающих высокой износостойкостью. Этим требованиям в значительной степени отвечают дисперсно-упрочненные сплавы. Эти сплавы обладают заметным эффектом упрочнения благодаря наличию тонкой дисперсной фазы выделений. Степень термостойкости структуры дисперсно-упрочненных сплавов зависит от стабильности упрочняющей фазы. Наиболее структурно-устойчивыми являются сплавы, упрочненные частицами оксидов или боридов.

Внедрение упрочняющих частиц в матрицу приводит к возникновению препятствий для движения дислокаций, что обусловливает увеличение напряжения сдвига. Согласно теории Орована предел текучести может быть представлен как т = т8 + Т], где т8 — напряжение течения матрицы; Т] — дополнительное напряжение, необходимое для изгиба дислокаций при огибании препятствий. Теория Орована, развитая в работах Фишера, Харта и Прая [2], а также Эшби [3], учитывает упрочнение матрицы: т., =0.24От(Ь/а/с!)1!2, где От —модуль сдвига матрицы; /— объемная доля выделений; а — деформация сдвига по первичной системе плоскостей скольжения; с1 — диаметр частицы; Ъ — модуль вектора Бюргерса. Очевидно, что при заданной объемной доле упрочняющей фазы основная роль в изменении свойств сплавов принадлежит степени дисперсности выделений, определяющей среднее расстояние между частицами.

Ранее в работах [4, 5] подробно изучались внутрен-неокисленные сплавы на основе меди. Были показаны преимущества этих сплавов по сравнению с обычными медными сплавами. Однако при изготовлении таких материалов существует ограничение по увеличению их прочностных характеристик за счет объемной доли частиц с сохранением их размера. Это определяется кинетикой процесса внутреннего окисления. Повышение содержания окислообразующего элемента выше некоторого значения приводит к укрупнению частиц упрочняющей фазы и соответственно понижению предела текучести.

В настоящей работе исследовалась возможность увеличения прочности сплавов путем дополнительного механолегирования. В качестве основы исследуемых материалов была использована внутреннеокисленная медь и для сравнения — электролитическая медь. Мате-

риалом для дополнительного механолегирования служил нанокомпозит [6], содержащий наноразмерные частицы диборида титана ТлВ2. Выбор диборида титана определен его уникальными свойствами — высокой температурой плавления (Гш > 3 123 К), высокой твердостью (Ну = 33 700 ± 600 МПа) и износостойкостью. Он также является тепло- и электропроводящим материалом.

Применение механолегирования для повышения функциональных характеристик материала основывается на втором принципе физической мезомеханики: «Внутренние границы раздела в структурно-неоднород-ных средах играют важную функциональную роль в формировании концентраторов напряжений, определяющих механизмы распространения пластических сдвигов и зарождения трещин в объеме деформируемого твердого тела» [1].

Второй задачей работы являлся выбор условий ком-пактирования сплавов, сохраняющих наноразмерную структуру упрочняющих фаз.

В целом представляемая работа посвящена получению композиционного материала с высокими механическими свойствами путем дополнительного механолегирования, выбору метода прессования, обеспечивающего плотность материала не менее 95 % от плотности монолитного, а также сохраняющего преимущества исходных составляющих композита.

2. Способ получения материала, дисперсно-упрочненного наноразмерными частицами Т1В2, и последующее механолегирование им основы сплавов для превращения их в механокомпозиты

Материалом для дополнительного механолегирования служил порошковый нанокомпозит состава 40 мае. % Т|В2 + 60 мае. % Си, содержащий наноразмерные частицы диборида титана, полученный новым методом [6,7]. Метод заключался в кратковременной предварительной механической активации смеси порошковых реагентов в высокоэнергетической планетарной шаровой мельнице, последующем самораспространяющемся высокотемпературном синтезе и дополнительной механической активации продуктов самораспространяю-щегося высокотемпературного синтеза.

Для приготовления исходных смесей для саморас-пространяющегося высокотемпературного синтеза использовались порошки 98.5% титана марки ПТОМ, порошки меди марки ПМС-1 и аморфного бора В94 марки А.

Процесс изготовления порошков для дополнительного легирования состоял из трех этапов. На первом этапе проводили механическую активацию смесей в планетарной шаровой мельнице АГО-2 с водяным охлаждением [8]. Для предотвращения окисления во вре-

мя механической активации барабаны с образцами ва-куумировались и затем заполнялись аргоном до давления 0.3 МПа. После активации образцы выгружались из барабанов в бокс с аргоновой средой. В результате реализующейся при механической активации интенсивной пластической деформации исходных реакционных смесей образуются агломераты механокомпозита с размерами от 10 до 100 мкм. В [7] установлено, что размер зерна исходных реагентов через 2 мин механической активации не превышает 30 нм, а после 6 мин механической активации минимальный размер зерна уменьшается до = 10 нм.

На втором этапе производили самораспространяю-щийся высокотемпературный синтез в образцах насыпной плотности в проточном реакторе объемом 6 л. Перед инициированием реактор с образцом продували аргоном. Во время самораспространяющегося высокотемпературного синтеза и до полного остывания продуктов горения в реактор постоянно подавался аргон со скоростью 9.5 л/мин. Инициирование горения осуществляли с помощью нихромовой спирали (Тл + 2В + + 35 мае. % №), нагреваемой электрическим током. Существенным является тот факт, что в результате самораспространяющегося высокотемпературного синтеза в предварительно механоактивированных смесях получаются частицы ИВ2 с размерами =100 нм, которые трудно получить другими способами. Это обусловлено особенностями самораспространяющегося высокотемпературного синтеза процессов в механоактивированных реакционных смесях и, в первую очередь, снижением температуры горения [7].

На третьем этапе продукты самораспространяющегося высокотемпературного синтеза подвергались дополнительной механической активации.

При изготовлении конечного механолегированного материала полученный нанокомпозит состава 40 мае. % ТлВ2 + 60 мае. % Си разбавлялся внутреннеокисленной медью из расчета содержания 3-5 мае. % (6-9.7 об. %) ТлВ2 в конечном продукте или электролитической медью ПМС-1 до 10 мае. % (18 об. %) ТлВ2. Полученная смесь обрабатывалась в высокоинтенсивной планетарной мельнице АГО-3, использовался режим механической активации. Конечный продукт после дополнительной механической обработки состоит из плотных агломератов пластинчатой формы с размерами от =50 до 250 мкм.

Реакционные смеси после механической активации, продукты самораспространяющегося высокотемпературного синтеза и продукты самораспространяющегося высокотемпературного синтеза после дополнительной механической активации контролировались с помощью рентгенофазового анализа и сканирующей электронной микроскопии. Рентгенограммы снимались на дифрактометре ДРОН-З.О с использованием С'иК,¿-излучения.

Электронно-микроскопическое изучение проведено на микроскопах ,15М-Т20 фирмы ШОЬ [6, 7].

3. Квазидинамический метод получения высокопрочного материала

Механолегированные порошки обоих сплавов подвергали прессованию. Для получения микрокристаллических структур в целом объеме компактов и сохранения микроструктуры исходного материала использовали квазидинамический метод компактирования. Порошки имели малую насыпную плотность. Это определило разделение процесса прессования на два этапа. На первом этапе брикеты изготавливали подпрессовкой порошка до плотности 0.65-0.80 % от монолита при давлении 200 МПа. Полученные брикеты, хотя и имеют высокую плотность, характеризуются отсутствием металлических связей между частицами. На втором этапе для получения монолитного материала брикеты подвергали горячей обработке под давлением. Брикеты перед про-давливанием нагревали в индукторе ТПЧТ-120 (частота тока 2.5 кГц) до 1020-1040 °С за время, равное 60-120 с в зависимости от размеров нагреваемого брикета. Высокая плотность брикета и малое время нагрева исключали окисление внутренних слоев при проведении процесса без защитной атмосферы. На поверхности брикета образовывалась тонкая пленка окислов, которая легко удалялась. При продавливании прутка начальное давление составляло 70 МПа. Скорость деформации при изготовлении прутков составляла =0.5 с-1 (квазидинамический режим). Оптимальный коэффициент вытяжки (отношение площади поперечного сечения брикета к площади поперечного сечения выдавливаемого прутка) составил величину =9. Суммарное значение деформации е попадало в интервал величин, определяющих максимальную фрагментацию структуры ГЦК-метал-лов при высокоскоростном деформировании [9].

При таких условиях прессования образование металлической связи обеспечивалось как за счет совместной деформации приграничных зон контакта, так и диффузионным путем. Вклад диффузии в образование связи определен активированным состоянием поверхностей прессуемой фракции и высокой температурой процесса. Большая объемная деформация определила развитие процесса фрагментации в полученном материале в целом. Используемый метод прессования позволял получить прутки с плотностью 98 % от монолита.

4. Методы исследования

Микроструктура полученного материала исследовалась с помощью оптических микроскопов №ор1ю1 и электронного растрового микроскопа ЬЕО-420 (разрешение 4 нм). Проводились механические испытания при статическом сжатии, а также измерения микротвердости. Из полученных прутков для механических испы-

таний методом электроискровой резки изготавливались образцы в форме куба размером 8x8x8 мм3. Испытания проводились на машине 2 \\ I с к о с 11 Ъ100 со скоростью нагружения V = 0.1 мм/с.

Измерение микротвердости Ну проводилось с помощью прибора ПМТ-3 при нагрузке 50 г.

5. Результаты исследования

5.1. Исследование микроструктуры

Исследовалась микроструктура брикетов и прутков из внутреннеокисленной и электролитической меди. Деформация прессуемой фракции при изготовлении брикета определяется насыпной плотностью и, как правило, по величине незначительна. Микроструктура брикета сохраняет все особенности, создаваемые в процессе механической активации при дополнительном механолегировании (рис. 1). Видно, что начальная форма и микроструктура фракции (стружка внутреннеокисленной меди толщиной 150-200 мкм и порошок электролитической меди) оказывают влияние на результат распределения материала, используемого при дополнительном легировании. Сохранение наследственной формы осо-

бенно четко проявляется в брикетах с основой из внутреннеокисленной меди (рис. 1, а).

В микроструктуре прутков механолегированных сплавов как с матрицей из внутреннеокисленной (рис. 1, в), так и электролитической меди (рис. 1, г) наблюдалась неоднородность в форме особого вида включений размером от единиц до десятков мкм. Из представленных на рис. 1, в, г микроструктур видно, что основа материала является каркасом для включений. Включения, имеющие форму агломератов, представляют собой частицы материала, используемого для дополнительного легирования. Распределение агломератов носит хаотичный порядок по форме и размерам, а также по их распределению в материале матрицы. Толщина каркасной стенки в материале с основой из меди меньше, чем в материале с основой из внутреннеокисленной меди. Кроме того, в материале с основой из внутреннеокисленной меди толщина стенки варьирует, что определяется, как отмечено выше, особенностью исходного материала.

На тонкой микроструктуре включений-агломератов видны места, содержащие как плотно расположенные нанокристаллические частицы Т|В~. так и области с их

Рис. 1. Микроструктура мезоструктурного композита на разных стадиях его изготовления: брикет с основой из внутреннеокисленной

малым числом или полным их отсутствием. Последние являются результатом вытравливания или выкрашивания частиц ТіВ2 при изготовлении шлифов.

Из сравнения микроструктур брикетов и прутков (рис. 1) видно, что в процессе получения прутков (для больших степеней деформации) происходит самоорганизация микроструктуры с ее фрагментацией. В результате получается материал, состоящий из матрицы

и включений, размер которых соизмерим с размером зерен матрицы, названный нами мезоструктурным композитом.

Локальный микроанализ элементного состава основы и включений, проведенный с помощью рентгеновского микроанализатора INCA Energy (площадь локального анализа 1 мкм2), позволил определить состав каркаса и включений композита (рис. 2). На рисунке показа-

Энергия возбуждения линии, кэВ

Энергия возбуждения линии, кэВ

Рис. 2. Результаты рентгеновского микроанализа. Места анализа: включение в мезоструктурный композит

Таблица 1

Средние значения размеров частиц Dcp второй фазы

Материал Внутреннеокисленная медь, 9.7 % TiB, Внутреннеокисленная медь, 6 % TiB, Медь, 18.5 % TíB2

Состояние Исходное Отжиг 900 °С, 6 ч Исходное Отжиг 900 °С, 6 ч Исходное Отжиг 900 °С, 6 ч

Dcp, нм 90 98 95 90 110 140

ны места, для которых осуществлялся элементный ана-лиз (темные участки (рис. 2, а) — включения, светлые (рис. 2, в. О ) — основы сплавов). Из рис. 2, б видно, что включения содержат много титана, обусловленного частицами Ti В-,, бор прибором INCA Energy не регистрируется. Во включениях регистрируется также никель, наличие которого определено способом возбуждения самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (см. раздел 2). В материале с основой из меди (рис. 2, я) регистрируется только медь. В материале на основе из внутреннеокисленной меди обнаружен алюминий (рис. 2, е}, содержащийся в составе упрочняющей фазы основы — частицах А 1,0,.

Из приведенной на рис. 1, в, г тонкой структуры включений в образцах с основой из внутреннеокисленной и электролитической меди видно, что все частицы упрочняющей фазы TiB, имеют плоскую прямоугольную огранку. Это указывает на отсутствие эпитаксиального эффекта и соответственно на отсутствие связи частиц TiB2 как с медью, используемой в самораспро-страняющемся высокотемпературном синтезе, так и с основой сплавов. Об отсутствии связи можно судить и по форме сдвигов в матричной основе, выходящих в объем включений (рис. 1. в).

В табл. 1 приведены средние размеры частиц TiB2 в прутках сплавов с основой из внутреннеокисленной меди, содержащих 6 и 9.7 об. % TiB2, и с основой из меди, содержащих 18 об. % TiB2, как непосредственно после изготовления материала, так и последующего отжига, проведенного при 900 °С в течение 6 ч.

Из таблицы видно, что размер частиц TiB9 слабо увеличивается с существенным увеличением их объемной доли в образцах. Несколько более заметное изменение в размере частиц TiB2 произошло в образце Си -18 об. % TiB2, Наибольшее увеличение D в образцах с медной основой произошло после отжига при 900 °С в течение 6 ч (рис. 3).

Сравнение приведенных микроструктур на рис. 1, в, г. и 3 показывает, что увеличение размеров частиц ПВ,

Рис. 3. Микроструктура мезоструктурного композита с основой из меди после отжига при 900 °С в течение 6 ч

при высокотемпературном отжиге происходит за счет их срастания при близком расположении друг к другу.

Таким образом, приведенные характеристики материала показывают, что избранный метод квазидинами-ческого прессования не приводит к росту частиц упрочняющей фазы (Ю ~ 100 нм). Частицы в нанокомпозите, созданном в результате самораспространяющегося высокотемпературного синтеза в смесях после механической активации также имели размер = 100 нм (см. раздел 2).

5,2. Механические свойства

В табл. 2 приведены средние значения микротвердости полученных материалов в исходном и отожженном состояниях, а также для сравнения микротвердость внутреннеокисленного сплава, спрессованного из порошка внутреннеокисленной меди после механической активации. Следует отметить, что механоактивация порошка внутреннеокисленной меди не проявилась на свойствах конечного материала из внутреннеокисленной меди. Из табл. 2 также видно, что средние величины НУср механолегированных сплавов с основой как из внутреннеокисленной, так и электролитической меди

Таблица 2

Средние значения Hvср

Материал Внутреннеокисленная медь, 9.7 % TiB2 Внутреннеокисленная медь,, 6 % TÍB, Мель, 18.5 % l ili; Внутреннеокисленная медь

, исходный 196 175 190 125

Щщь отжиг 900 °С, 6 ч 197 172 172 130

Абсолютное сжатие, % Абсолютное сжатие, %

Рис. 4. Результаты испытаний на сжатие: а — мезоструктурный композит с основой из меди

при разнице в величине объемной доли упрочняющей фазы в 2 и 3 раза мало отличаются по величине. При этом отжиг при 900 °С в течение 6 ч не приводит к уменьшению Нуср в материалах с основой из внутреннеокисленной меди и несколько уменьшает микротвердость в материалах с чисто медной основой, что может быть определено отжигом основы сплава (меди). Известно, что Ну внутреннеокисленной меди не изменяется при отжиге при Т= 950 °С [4].

Проведены испытания на сжатие на материалах ме-зокомпозитов и внутреннеокисленной меди. На рис. 4 приведены результаты испытаний.

Образцы металлокомпозитов имеют существенно большее сопротивление разрушению, чем внутренне-окисленная медь (750-850 МПа против 400 МПа для внутреннеокисленной меди). При напряжениях выше 800 МПа в металлокомпозитах проявляется неустойчивость течения (рис. 4, а).

Учитывая то, что наиболее ценное свойство внутреннеокисленной меди, помимо жаропрочности, состоит в высоких значениях тепло- и электропроводности, целесообразно определить эти свойства в металлокомпозитах. С этой целью измерялось электросопротивление Я всех полученных материалов. Электросопротивление образцов измеряли четырехзондовым методом с использованием измерителя иммитанса Е7-20.

40 20 0

Рис. 5. Результаты измерения электросопротивления: внутренне-окисленная медь

Результаты измерений приведены в табл. 3 и для наглядности на гистограмме (рис. 5).

Приведенные результаты показывают, что электросопротивление мезо структурного композита по сравнению с внутреннеокисленной медью увеличилось незначительно. Значимость этого результата особенно подчеркивается резким увеличением механических свойств мезо структурного композита по сравнению с материалами основы сплавов.

6. Заключение

Методом механолегирования получен порошковый композит, основой которого является электролитическая или внутреннеокисленная медь. В качестве материала для механолегирования использован нанокомпозит,

Таблица 3

Значения электросопротивления образцов

Материал Внутреннеокисленная медь (ВОМ) Мезоструктурный композит (основа — внутреннеокисленная медь) (МК(ВОМ)) ^МК(ВОМ)/^ВОМ> % Мезо структурный композит (основа — медь) (МК(медь)) ^МК(медь) /^ВОМ ’ %

Дср, Ом 25.68 26.72 2-4 27.74 7.8

Дтіп>°М 29.91 28 32.09

Ятах’О“ 36.0 32.37 39.3

представляющий собой механическую смесь состава 40 мае. % наночастиц ТлВ2 + 60 мае. % Си.

Применен квазидинамический метод прессования механолегированных порошков, который обеспечил высокую плотность конечного материала (98 % от плотности монолита).

Полученный материал представляет собой композит, состоящий из основы меди или внутреннеокисленной меди и включений. Основа материала является каркасом для включений. Включения, имеющие форму агломератов и представляющие собой частицы материала, используемого для механолегирования, имеют средний размер от 5 до 30 мкм. По характеру строения микроструктуры и размеру включений, соизмеримому с размером зерен основы, конечный материал был определен как мезоструктурный композит.

Сравнение микроструктуры брикета и прутка показывает, что формирование мезоструктуры происходит при больших деформациях в процессе получения монолитного материала.

Исследования микроструктуры материала как в состоянии монолита после прессования, так и после отжига при 900 °С в течение 6 ч показали, что размер наночастиц ТлВ2 равен размеру (=100 нм), который получен в результате самораспространяющегося высокотемпературного синтеза с использованием особенностей нового метода изготовления нанокомпозита. Этот результат показывает высокую термостабильность частиц Т|В2 и оправдывает использование квазидинами-ческого метода для получения монолитного материала.

Проведенные механические испытания нового монолитного материала показали, что свойства материала с основой из внутреннеокисленной меди существенно превосходят свойства основы этого сплава (микротвердость и предел текучести возросли более чем в 1.5 раза). Показано также, что механические свойства сплавов с основой из внутреннеокисленной меди с 3 и 5 об. % наночастиц ТлВ2 близки свойствам сплава с основой из меди с 18 об. % наночастиц ТлВ2.

Высокие значения микротвердости и прочности сплавов с основой из внутреннеокисленной меди при существенно меньшей объемной доле упрочняющей фазы, как и большая их термостабильность, определены исходными свойствами внутреннеокисленной меди (ст8

внутреннеокисленной меди =320-350 МПа, ст8 меди =20 МПа, Ну внутреннеокисленной меди не изменяется при отжиге при 950 °С в течение 10 ч [4]).

Электросопротивление мезоструктурного композита с основой из внутреннеокисленной меди (6-9 об. % наночастиц TiB2) на 2-4 % выше электросопротивления внутреннеокисленной меди, а у сплава из меди (18 об. % наночастиц TiB2) оно выше на 8 %. Дополнительное легирование внутреннеокисленной меди (3 и 5 об. % TiB2) практически не изменило его электросопротивления при существенном повышении механических свойств.

Значимость полученных результатов подчеркивается резким увеличением механических характеристик мезоструктурного композита (прочность, пластичность) по сравнению с таковыми для материалов основы сплавов.

Работа выполнена в рамках интеграционного проекта СО РАН № 90.

Литература

1. Панин В.E., Фомин В.М., Титов В.М. Физические принципы мезо-

механики поверхностных слоев и внутренних границ раздела в деформируемом твердом теле // Физ. мезомех. - 2003. — Т. 6. — №2. - С. 5-14.

2. Fisher J. C., Hart E. W., Pry R.H. The hardening of metal crystals by precipitate particles //Acta Met. - 1953. -V. 1. - No. 3. - P. 336-339.

3. Эшби М. Ф. О напряжении Орована 11 Физика прочности и пластич-

ности. - М.: Металлургия, 1972. - С. 88-107.

4. Бондарь М.П. Стабильность структуры внутреннеокисленных медных сплавов // Вопросы гидроимпульсной техники. Вып. 8. -Инст. гидродин. СО АН СССР, 1970.

5. Бондарь М.П. Влияние Si на структуру и свойства сплава Си -0.2 % А1 после внутреннего окисления // Физика металлов и металловедение. - 1969. - Т. 27. - № 4. - С. 650-654.

6. Дудина Д.В., Ломовский О.И, Корчагин М.А. и др. Применение методов механической обработки для in situ синтеза TiB2-Cu нанокомпозита // Труды VI Всероссийской (Международной) конференции «Физикохимия ультрадисперсных (нано-) систем». - М.: МИФИ, 2002. - С. 145-148.

7. Корчагин М.А., Дудина Д.В. Использование самораспространяющегося высокотемпературного синтеза и механической активации для получения нанокомпозитов // Физика горения и взрыва. -2007. - Т. 43. - № 2. - С. 58-71.

8. A.C. 975068 СССР. Планетарная мельница / Е.Г. Аввакумов, А.Р. Поткин, О.И. Самарин. - Опубл. в Б.И., 1982, № 43.

9. Бондарь М.П., Ободовский Е.С., Псахье C.F. Изучение особенностей микроструктуры зоны контактного взаимодействия частиц порошков при динамическом прессовании // Физ. мезомех. -2004. - Т. 7. - № 3. - С. 17-23.

Поступила в редакцию 16.06.2008 г.

Сведения об авторах

Бондарь Мария Петровна, д.ф.-м.н., главный научный сотрудник ИГИЛ СО РАН, bond@hydro.nsc.ru Корчагин Михаил Алексеевич, старший научный сотрудник ИХТТМ СО РАН, korchag@kti-git.nsc.ru Ободовский Евгений Семенович, старший научный сотрудник КТФ ИГИЛ СО РАН, obdvt@kti-git.nsc.ru Панин Сергей Викторович, д.хн., зав. лабораторией ИФПМ СО РАН, svp@ispms.tsc.ru Лукьянов Ярослав Львович, научный сотрудник ИГИЛ СО РАН, lukyanov@hydro.nsc.ru