Результат интеллектуальной деятельности: ПОРОШКОВЫЙ КОМПОЗИЦИОННЫЙ МАТЕРИАЛ

Изобретение относится к области порошковой металлургии, в частности, к жаропрочным и износостойким композиционным материалам на основе алюминия с пониженным коэффициентом термического линейного расширения и может быть использовано для деталей, работающих в условиях высоких механических (давление газов, силы инерции) и тепловых нагрузок, в частности, для изготовления поршней форсированных двигателей внутреннего сгорания (ДВС).

Боковая поверхность такого поршня вследствие расширения из-за нагрева 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, прочность материала, из которого он изготовлен, снижается, что может привести к образованию в нем трещин и даже прогаров.

Для малофорсированных двигателей с ограниченным сроком службы, поршни которых во время работы могут нагреваться до 150…200°C, применяются цельные поршни (литые или горячештампованные), изготавливаемые из специальных поршневых жаропрочных алюминиевых сплавов. В частности, для изготовления поршней литьем в кокиль используются эвтектически легированные алюминиевые литейные сплавы на базе системы Al-Si (силумины) марок АЛ25 и АЛ30, имеющие предел прочности при нормальной температуре 200…240 МПа и относительное удлинение 0,2…0,6%. При температуре 300°C предел прочности этих сплавов снижается до 100…10 МПа. Коэффициент термического линейного расширения (КТЛР) этих сплавов в диапазоне температур (20…300)°C составляет не менее 21·10^-61/°C (см. Применение алюминиевых сплавов: справ, изд. / М.Б. Альтман, Ю.П. Арбузов и др. - М.: Металлургия, 1985, с.163-167).

Получаемые горячей объемной штамповкой поршни из деформируемых алюминиевых сплавов на базе системы Al-Si (например, марок АК4, АК4-1), как правило, обладают более высокими, чем литые, прочностными характеристиками, но они имеют большее значение КТЛР - (22,0…24,3)-10^-61/°C (см. Вырубов Д.Н., Ефимов С.И., Иващенко Н.А. Двигатели внутреннего сгорания: конструирование и расчет на прочность поршневых и комбинированных двигателей. - М.: Машиностроение, 1984, с.134).

После достижения такого уровня форсирования ДВС, когда среднее эффективное давление составляет 1,5…1,8 МПа и более, температура нагрева днища поршня может достигать 350°C и выше. В этом случае уровень жаропрочности указанных выше и других стандартных алюминиевых сплавов становиться недостаточным, чтобы их можно было применять для изготовления поршней ДВС, При таких температурах нагрева алюминиевые материалы также должны иметь и значительно меньшие, чем стандартные алюминиевые сплавы, значения КТЛР (см. Вырубов Д.Н., Ефимов С.И., Иващенко Н.А. Двигатели внутреннего сгорания: конструирование и расчет на прочность поршневых и комбинированных двигателей. - М: Машиностроение, 1984, с.129). Это обусловило необходимость изготавливать поршни форсированных двигателей составными: юбку поршня, значительно меньше нагреваемую, чем днище - из стандартных жаропрочных алюминиевых сплавов, а днище - из жаропрочных материалов с низкими значениями КТЛР, способных работать при температурах 350°C и выше. В частности, для повышения термостойкости донной части поршня, где у высокофорсированных дизелей температура может достигать до 350…450°C, эту часть армируют вставкой из жаропрочного материала, например, из жаропрочной стали 20Х3МВФ, что значительно увеличивает массу поршня (см. Вырубов Д.Н., Ефимов С.И., Иващенко Н.А. Двигатели внутреннего сгорания: конструирование и расчет на прочность поршневых и комбинированных двигателей. - М.: Машиностроение, 1984, с.133).

С разработкой жаропрочных композиционных материалов на основе алюминия возникла возможность армировать донную часть поршней вставками из таких материалов. Например, известен жаропрочный дисперсно-упрочненный композиционный материал системы Al-C-O с содержанием в его исходном составе 4,0% масс. углерода (см. Белявский Г.И., Шалунов Е.П. Получение биметаллических отливок с вкладышами из дисперсно-упрочненных композитов // Литейное производство. - 1991. - №3, с.15-16), использованного для изготовления вставки для донной части составного поршня. Этот материал получали с использованием метода реакционного механического легирования в аттриторе и технологий порошковой и гранульной металлургии. Его субзеренная структура с механохимически синтезированными из порошкового алюминия и углерода (в виде сажи) и алюминия и кислорода упрочняющими фазами, соответственно, Al₄C₃ и Al₂O₃ со средним размером частиц 40 нм обеспечивают материалу высокие показатели предела прочности при растяжении не только в условиях нормальной температуры (500…520 МПа), но, главное, при температуре 350°C - 200…210 МПа. Соединение армирующей вставки, отштампованной из прутка этого материала, с донной частью поршня из литейного алюминиевого сплава АЛ25 осуществляли по диффузионному механизму во время получения поршня методом литья с кристаллизацией под давлением (ЛКД). Но при этом КТЛР данного алюминиевого материала несколько превышает КТЛР сплава АЛ25, т.е. равен более 21·10^-61/°C, в связи с чем во время работы поршня в зоне диффузионного соединения вставки с его донной частью возникали дополнительные напряжения, отрицательно сказывающиеся на прочности этого соединения.

Расчеты, произведенные по методике и формулам, приведенным в источнике - Вырубов Д.Н., Ефимов С.И., Иващенко Н.А. Двигатели внутреннего сгорания: конструирование и расчет на прочность поршневых и комбинированных двигателей. - М.: Машиностроение, 1984, с.134-152 - показали, что алюминиевый материал вставок для донной части составных поршней диаметром 72…156 мм, нагреваемых во время работы до температуры 350°C, должен иметь коэффициент температурного линейного расширения в диапазоне температур испытаний (20…150)°C, равный 17,5·10^-61/°C и менее, при значениях предела прочности при растяжении при нормальной температуре не менее 600 МПа. При этом он должен обладать, по сравнению с литейными поршневыми сплавами, определенным резервом пластических свойств, в частности, относительное удлинение такого алюминиевого материала должно составлять не менее 1,5%. При температуре испытаний 350°C его предел прочности не должен снижаться ниже 180 МПа, а коэффициент температурного линейного расширения в диапазоне температур испытаний (20…350)°C - повышаться более, чем 19,5·10^-61/°C.

Алюминиевый материал с указанными выше характеристиками может быть эффективно использован в форсированных ДВС в виде цельных поршней, получаемых горячей объемной штамповкой, или в виде вставок для их донной части. В частности, изготовление вставки 2 донной части составного поршня, приведенного на рис.1, из алюминиевого композиционного материала, имеющего КТЛР, значительно меньше, чем у алюминиевого литейного сплава (например, АЛ25), из которого методом ЛКД изготавливается юбка 1 поршня, позволит, во-первых, увеличить прочность соединения жаропрочной вставки с днищем и юбкой за счет создания возрастающего по мере нагрева поршня натяга в зоне A этого соединения и, во-вторых, уменьшить объемное изменение поршня во время работы, правильно рассчитав высоту H кольцевого бурта вставки. Следовательно, можно создать меньший зазор между поршнем и цилиндром, что позволит снизить потери мощности двигателя, сократить расход масла и топлива.

В связи с тем, что в гетерогенных сплавах коэффициент температурного линейного расширения аддитивен значениям КТЛР фаз, образующих материал (см. Алюминиевые сплавы. Промышленные деформируемые, спеченные и литейные алюминиевые сплавы: справ, руководство. - М.: Металлургия, 1972, с.326), получение алюминиевых материалов с низкими значениями КТЛР осуществляют за счет легирования алюминия элементами (прежде всего, кремнием), снижающими КТЛР алюминия. Но при содержании кремния в литейных алюминиевых сплавах сверх 15% масс., даже в случае применения разнообразных методов модифицирования, кремний образует грубые первичные кристаллы, охрупчивающие сплав и снижающие его прочностные и технологические свойства. При этом минимальная величина КТЛР в диапазоне температур испытаний (20…300)°C литейных бинарных сплавов системы Al-Si составляет не менее 21·10^-61/°C (см. Применение алюминиевых сплавов: справ, изд. / М.Б. Альтман, Ю.П. Арбузов и др. - М.: Металлургия, 1985, с.163-167).

В случае распыления расплава кремнийсодержащего алюминиевого сплава с большой скоростью его охлаждения - (10³…10⁶)°C/c -, возможно получение порошка, в котором содержание кремния достигает до 30% масс. и более, а сама структура материала является достаточно мелкозернистой. Таким способом, например, получают спеченный алюминиевый сплав САС-1 с содержанием в нем кремния 25…30% масс. и никеля - 5…7% масс., так же снижающего КТЛР сплава (см. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов: уч. пособие для вузов. - М.: Металлургия, 1981, с.145). Этот сплав имеет КТЛР при температуре испытаний (20…100)°C, равный (14,5…15,5) 10^-61/°C, но обладает низким пределом прочности даже при нормальной температуре (не более 240 МПа), а также является хрупким (относительное удлинение не превышает 0,5%).

Еще более низкими значениями КТЛР - (14…15) 10^-61/°C - при температуре испытаний (20…100)°C обладает алюминиевый композиционный материал, полученный методом порошковой металлургии из быстрозакристаллизованного порошка сплава, содержащего 36% масс. кремния и 1% масс. магния, к которому подмешивался графит в количестве 1% масс. (см. Волочко А.Т., Румянцева И.Н. Композиционные высоколегированные алюминиевые материалы: тез. докл. 3-ей Всесоюз. конф. по металлургии гранул. - М.: ВИЛС, 1981, с.32-33). Здесь графит, обладая коэффициентом температурного линейного расширения, практически равным КТЛР кремния, используется как добавка, одновременно снижающая КТЛР материала и повышающая его антифрикционные свойства. Но данный материал не может использоваться при температуре 350°C, т.к. даже при нормальной температуре он имеет низкие прочностные характеристики - например, твердость равна всего 80…95 HB.

Известно (см. Портной К.И., Бабич Б.Н. Дисперсно-упрочненные материалы. - М.: Металлургия, 1974, с.45-45), что для обеспечения алюминиевых материалов высокими прочностными характеристиками при температурах, равных 0,85…0,90 от температуры плавления алюминия, и, в частности при 350°C, необходимо при нагреве затормозить рост зерен за счет присутствия в матрице материала термодинамически стабильных частиц второй фазы, являющихся препятствием для скольжения дислокаций. В качестве такой второй фазы могут быть оксиды, карбиды, нитриды, бориды алюминия и других металлов, которые не только обеспечивают дисперсное упрочнения алюминия, но, обладая низким КТЛР, равным для большинства из них (6…8) 10^-61/°C, также снижают его коэффициент температурного линейного расширения. Причем, чем мельче частицы второй фазы, тем выше при равном их объеме в материале его жаропрочность.

Наиболее просто, производительно и недорого осуществить дисперсное упрочнение алюминия частицами его оксида, карбида, борида, нитрида наноразмерного уровня (менее 100 нм), произведя обработку порошка алюминия с соответствующими добавками и в соответствующей среде в высокоэнергетических шаровых мельницах, например, в аттриторах, обеспечивающих механохимический синтез этих частиц. При обработке порошка алюминия в среде кислорода или нагретого азота могут быть синтезированы, соответственно, оксид или нитрид алюминия, а при добавлении в алюминиевый порошок углерода (в виде сажи или графита) или порошка бора образуются, соответственно, карбид или борид алюминия.

Наиболее близким по технической сущности и достигаемому эффекту к заявляемому изобретению является принятый за прототип (см. патент РФ №2353689 от 15.11.2006 г., опубликован 27.04.2009 г.) порошковый композиционный материал, содержащий алюминий, кремний, никель, бериллий, оксид алюминия и углерод при следующем соотношении компонентов (% масс.):

При получении этого материала использовалась как быстрая кристаллизация расплава, содержащего алюминий, кремний, никель, бериллий, с получением распыленного порошка сплава, так и последующее механическое легирование в аггриторе этого порошка дисперсными углеродом и кремнием в азотно-кислородной смеси. Благодаря такому высокому содержанию в материале компонентов, снижающих КТЛР алюминия, он имеет низкий коэффициент температурного линейного расширения, равный (9,94…14,40) 10^-61/°C в диапазоне температур испытаний (20…150)°C. Однако, чрезвычайно высокая пересыщенность твердого раствора алюминия не позволяет ему эффективно взаимодействовать с углеродом при обработке распыленного порошка сплава в аттриторе и, тем самым, образовывать мелкодисперсный карбид алюминия, который мог бы обеспечить дисперсное упрочнение материала и придать ему жаропрочные свойства. Как следует из описания прототипа, основные функции углерода при получении данного материала заключаются в обеспечении смазывающего эффекта при механическом легировании, предотвращающего комкование частиц порошка, и снижении, находясь в свободном виде, коэффициента температурного линейного расширения алюминиевого материала.

Пересыщенность твердого раствора алюминия в совокупности с использованием при обработке в аттриторе кислородно-азотной среды обеспечивают конечному материалу невысокое содержание в нем оксида алюминия - 0,1…3,0% масс., при котором материал не может обладать требуемым уровнем жаропрочности. Так, при содержании оксида алюминия в стандартном алюминиевом сплаве САП-1, получаемом из подвергнутого обработке в шаровой мельнице в среде кислорода порошка алюминия, в количестве даже 6…9% масс. этот сплав имеет предел прочности при нормальной температуре, равный 300 МПа, а при температуре 350°C - всего 140 МПа (см. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов: уч. пособие для вузов. - М.: Металлургия, 1981, с.142-143).

Вышеизложенное позволяет заключить, что порошковый композиционный материал, являющийся прототипом заявляемого изобретения, имеет низкий уровень дисперсного упрочнения частицами карбида и оксида алюминия, в связи с чем, он не обладает требуемой жаропрочностью и не может эксплуатироваться при температурах 350°C,

Кроме того, этот материал имеет очень низкую пластичность: относительное удлинение не превышает 0,5%. Так, относительное удлинение стандартного спеченного алюминиевого сплава САС-1, содержащего суммарно значительно меньше кремния и никеля (кремния - 25…30% масс. и никеля - 5…7% масс.), чем порошковый композиционный материал, являющийся прототипом заявляемого изобретения, составляет всего 0,5% (см. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов: уч. пособие для вузов. - М.: Металлургия, 1981, с.145). К тому же, используемое при получении порошкового композиционного материала механическое легирование в аттриторе всегда приводит к снижению пластических свойств изготовленных таким способом материалов (см. Шалунов Е.П. Прочность и пластичность объемных наноструктурных материалов, получаемых реакционным механическим легированием // Актуальные проблемы прочности: сб. тр. 53-ей междунар. науч. конф., Витебск, 2-5 октября 2012 г. - Витебск: УО «ВГТУ», 2012. - С.120-1221.

Содержащийся в порошковом композиционном материале дефицитный и дорогостоящий бериллий, хотя и является элементом, эффективно снижающим КТЛР алюминия, так же приводит к охрупчиванию материала и повышает его стоимость (см. Алюминиевые сплавы. Промышленные деформируемые, спеченные и литейные алюминиевые сплавы: справ, руководство. - М.: Металлургия, 1972, с.326).

Задачей, на решение которой направлено заявляемое изобретение, является создание порошкового композиционного материала на основе алюминия с комплексом взаимоувязанных между собою физико-механических, технологических и эксплуатационных свойств и невысокой стоимостью, способного эксплуатироваться в поршнях форсированных двигателей внутреннего сгорания при температуре 350°C и выше.

Ожидаемый технический результат заключается в обеспечении заявляемого материала пределом прочности при нормальной температуре не менее 600 МПа при относительном удлинении не менее 1,5% и пределом прочности при температуре 350°C не менее 180 МПа при коэффициенте температурного линейного расширения в диапазоне температур испытаний (20…150)°C, равном не более 17,5·10^-61/°C, и равном не более 19,5·10^-61/°C в диапазоне температур (20…350)°C, за счет, прежде всего, подбора сбалансированного химического состава материала, а также использования для его получения технологий, обеспечивающих одновременно интенсивную пластическая деформацию, дисперсионное твердение и дисперсное упрочнение, аддитивно влияющих на формирование требуемых структуры и свойств получаемого материала.

Ожидаемый технический результат достигается тем, что порошковый композиционный материал на основе алюминия, содержащий кремний, никель, оксид алюминия и углерод, дополнительно содержит железо при следующем соотношении компонентов, % масс.:

Приведенный выше химический состав получают путем смешивания предварительно полученного быстрозакристаллизованного распыленного порошка алюминиевого сплава системы Al-Si-Ni-Fe и предварительно приготовленной порошковой смеси, состоящей из порошка технического алюминия и технического углерода.

Получение порошковых композиций указанного выше химического состава и их дальнейшая переработка в конечный порошковый композиционный материал осуществляют следующим образом.

1. Приготовление расплава алюминиевого сплава системы Al-Si-Ni-Fe приведенных в табл.1 составов на основе чушкового алюминия марки А7 (ГОСТ 11070-74) посредством введения в него лигатур кремния марки AlSi50 (EN АМ-91402) и таблетированных лигатур никеля марки ТПФ-12 и железа марки ТПФ-13.

2. Распыление сжатым азотом приготовленного расплава указанных в табл.1 составов со скоростью охлаждения 10⁴°C/c с улавливанием полученного распыленного порошка алюминиевого сплава в нейтральной среде азота.

3. Приготовление порошковой смеси, состоящей из 97% масс. порошка технического алюминия марки ПП-1 (ГОСТ 5591-71), который содержит поверхностные пленки оксида алюминия в количестве 2,4% масс., кремния - 0,4% масс. и 0,5% масс. железа), и 3% масс. технического углерода в виде газовой сажи марки ДГ-100 (ГОСТ 7885-77, со следующим содержанием компонентов в порошковой смеси (% масс.):

4. Приготовление порошковых композиций, состоящих из быстрозакристаллизованного распыленного порошка алюминиевого сплава и порошковой смеси, приведенных в табл.2 составов.

5. Обработка порошковых композиций в аттриторе с емкостью рабочей камеры 15 л в течение 120 мин со скоростью вращения ротора - 600 об/мин, с соотношением массы мелющих шаров к массе обрабатываемой порошковой композиции как 24:1, в среде воздуха рабочей камеры аттритора.

6. Рассев полученных в аттриторе реакционным механическим легированием порошковых композиций на сите 016 (ГОСТ 6613-86).

7. Холодное двустороннее компактирование полученных реакционным механическим легированием порошковых композиций в жестком контейнере гидравлического пресса давлением 600 МПа в брикеты диаметром 25 мм.

8. Горячая вакуумная дегазация брикетов в вакуумной печи при температуре 500°C с выдержкой при этой температуре 60 мин и остаточном давлении в печи 5·10^-4 мм. рт.ст.(1,33·10^-8 бар).

9. Нагрев дегазированных брикетов в электропечи до температуры 450°C, выдержка при этой температуре в течение 60 мин и последующая горячая экструзия в прутки диаметром 6,5 мм из нагретого до 415°C контейнера гидропресса со скоростью прессования 4,20 мм/с и степенью вытяжки, равной 17.

Из полученных прутков были изготовлены образцы, которые подвергались различным видам исследований и испытаний по стандартным методикам.

На основании проведенных металлографических исследований установлено, что во время обработки в аттриторе быстрозакристаллизованный распыленный порошок, имевший в исходном состоянии правильную (сферическую) форму (рис.2), после обработки в аттриторе стал иметь оскольчатую форму (рис.3), что свидетельствует об измельчении порошка в процессе обработки в аттриторе.

Проведенные с использованием методов рентгеноструктурного анализа исследования тонкой структуры быстрозакристаллизованного распыленного порошка до и после его обработки в аттриторе показали, что если средний размер блоков когерентного рассеяния, характеризующий примерный размер субзерен, для порошка до обработки в аттриторе составляет 140 нм, то после обработки - 42 нм. Это свидетельствует о сильном измельчении исходной структуры порошка во время протекающей при обработке в аттриторе интенсивной пластической деформации (ИПД), за счет чего измеренная микротвердость обработанного в аттриторе порошка повысилась в 2 раза. Благодаря высокой степени ИПД, полученный порошковый композиционный материал обладает не только сильно измельченной тонкой структурой, но и сильно измельченной макроструктурой, представленной на рис.4.

В заявляемом порошковом композиционном материале не содержится дефицитный и дорогостоящий бериллий, что положительно сказывается на стоимости материала. Но этот материал помимо кремния, никеля, оксида алюминия и углерода дополнительно содержит железо, которое многократно дешевле бериллия, но имеет равный с ним коэффициент температурного линейного расширения - примерно, 12·10^-61/°C при диапазоне температур испытаний 20…100°C.

Проведенные металлографические исследования, в том числе с использованием растрового электронного микроскопа с локальным рентгеновским микроанализатором выявили, что железо, находясь в заявляемом составе в быстрозакристаллизованном порошке алюминиевого сплава, образует с алюминием дисперсную интерметаллическую фазу Al₃Fe. В быстрозакристаллизованном распыленном порошке алюминиевого сплава первичные кристаллы Al₃Fe имели форму разветвленных дендритов, но после обработки порошка в аттриторе они измельчились до субмикрокристаллического состояния. Методом просвечивающей электронной микроскопии с использованием тонких фолы из прутка полученного порошкового композиционного материала и углеродных реплик от его шлифов было установлено, что средний размер частиц Al₃Fe составляет 130 нм. Как известно (см. Лебедева Т.И., Конкевич В.Ю., Скотников И.А. Особенности механизма упрочнения сверхбыстрозакристаллизованных сплавов на основе системы алюминий-железо: тез. докл. 3-ей Всесоюз. конф. по металлургии гранул. - М.: ВИЛС, 1981. с.5), фаза Al₃Fe обладает стабильностью при нагреве до 350°C и в столь измельченном состоянии является эффективным препятствием для скольжения дислокаций и, соответственно, затормаживает рост зерен материала при нагреве, обеспечивая ему высокую устойчивость к разупрочнению и жаропрочность.

Наличие железа в полученном порошковом композиционном материале обеспечило также связывание части свободного кремния, отрицательно влияющего на пластические свойства алюминиевых сплавов и развивающего у них склонность к горячеломкости (см. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов: уч. пособие для вузов. - М.: Металлургия, 1981, с.58-61), в фазу α(AlFeSi), что снизило опасность образования в материале трещин при нагреве и обеспечило повышение его пластических свойств.

В заявляемом материале за счет существенного снижения по сравнению с материалом-прототипом содержания кремния уменьшена степень пересышенности твердого раствора алюминия и, тем самым, повышена его реакционная способность к образованию, помимо фазы Al₃Fe, механохимически синтезированных упрочняющих термодинамически стабильных частиц второй фазы (оксида алюминия и карбида алюминия), так же являющихся препятствием для скольжения дислокаций и, соответственно, затормаживающих рост зерен материала при нагреве, обеспечивая ему высокую устойчивость к разупрочнению и жаропрочность.

Методом просвечивающей электронной микроскопии с использованием тонких фольг из прутка полученного порошкового композиционного материала и углеродных реплик от его шлифов было установлено наличие в нем также включений со средним размером 43 нм. Расчет электронограмм, полученных в режиме макродифракции на тонких фольгах диаметром 3 мм, а также рентгеноструктурный и рентгенофазовый анализ на дифрактометре, в том числе анодных осадков растворенного материала позволили установить, что этими включениями являются частицы оксида Al₂O₃ и карбида Al₄C₃ алюминия. При этом содержание оксида алюминия в прутке полученного порошкового композиционного материала составляет 6,6…6,9% масс., что в более чем в 5 раз превышает его содержание в исходной порошковой композиции и в 2,3…66 раз - его содержание в материале, выбранном в качестве прототипа заявляемого изобретения. Это объясняется тем, что для обеспечения повышенного содержания оксида алюминия в заявляемом материале используется дополнительно вводимый в исходную порошковую композицию порошок технического алюминия, который при обработке в аттриторе механохимически синтезирует с кислородом воздушной среды в рабочей камере аттритора дополнительные частицы оксида алюминия, причем, наноразмерного уровня. При этом их количество значительно больше количества более крупных (100…200 нм) частиц оксида алюминия, представляющих собой измельченные пленки этого соединения, которыми изначально были покрыты частицы алюминиевого порошка.

Благодаря снижению степени пересыщенности твердого раствора алюминия и наличию дополнительно вводимого в исходную порошковую смесь порошка технического алюминия, свободного алюминия становиться достаточно, чтобы при обработке в аттриторе механохимически синтезировать с углеродом и необходимый объем частиц карбида алюминия наноразмерного уровня и не оставить в матрице материала свободного (остаточного) углерода, отрицательно сказывающегося на прочностных и пластических свойствах материала. Содержание Al₄C₃ в полученном порошковом композиционном материале составляет, в зависимости от конкретного химического состава исходной порошковой композиции, от 4 %масс. до 5% масс.

Исследованиями структуры порошкового композиционного материала установлено, что в нем также содержатся частицы кремния размерами 8…12 мкм и соединения Al₃Ni размером 15…22 мкм. Отдельные включения достигают размеров 25…30 мкм.

Описанная выше тонкая структура и макроструктура заявляемого порошкового композиционного материала сформирована в результате осуществления при его получении сразу же трех одновременно идущих процессов:

- интенсивной пластической деформации, обеспечивающей измельченность структуры и сильный наклеп материала;

- дисперсионного твердения, обеспечивающего образование мелкодисперсных фаз Al₃Fe, α(AlFeSi) и Al₃Ni;

- дисперсного упрочнения, обеспечивающего образование частиц термодинамически стабильных фаз Al₂O₃ и Al₄C₃ наноразмерного уровня.

Благодаря сбалансированному химическому составу, заявляемому в качестве изобретения, и описанной структуре, полученный порошковый композиционный материал имеет высокую степень упрочнения, сохраняющегося при его нагреве, что обусловливает высокую жаропрочность этого материала.

В табл.3 приведены основные физико-механические свойства полученного порошкового композиционного материала и для сравнения - материала-прототипа.

Из табл.3 следует, что заявляемый порошковый композиционный материал имеет предел прочности при нормальной температуре 600…650 МПа при относительном удлинении 1,7…2,5% и 180…195 МПа при температуре испытаний 350°C, При этом коэффициент температурного линейного расширения в диапазоне температур испытаний (20…150)°C равен (16,8…17,4)·10^-6l/°C и в диапазоне температур испытаний (20…350)°C - (18,9…19,5)·10^-61/°C.

Такие характеристики материала позволяют получить ожидаемый технический результат и на его основе обеспечить решение поставленной в изобретении задачи, направленной на создание порошкового композиционного материала на основе алюминия с комплексом взаимоувязанных между собою физико-механических, технологических и эксплуатационных свойств и невысокой стоимостью, способного эксплуатироваться в поршнях форсированных двигателей внутреннего сгорания при температуре 350°C и выше.

По сравнению с порошковым композиционным материалом, принятым за прототип технического решения, заявляемый материал действительно имеет значительно более высокие прочностные характеристики. В частности, прецизионный предел пропорциональности, характеризующий способность материала сопротивляться микропластическим деформациям при кратковременных нагружениях, у материала-прототипа составляет при нормальной температуре 38…57 МПа, в то время как эта характеристика у заявляемого материала равна 55…65 МПа, причем при температуре испытаний 350°C. При нормальной же температуре она достигает 180…215 МПа.

Коэффициент температурного линейного расширения у заявляемого материала, как и ожидалось, имеет более высокие значения, чем у материала-прототипа, но эти значения сбалансированы с прочностными характеристиками материала, особенно, при высоких температурах и вполне достаточны для достижения поставленной в изобретении цели.

Дополнительно проведенными сравнительными стендовыми испытаниями кольцевых образцов диаметром 50 мм и с толщиной стенки 10 мм, изготовленных из заявляемого порошкового композиционного материала и применяемых для изготовления поршней ДВС стандартных алюминиевых сплавов АЛ25 (Al - 12% Si - 1,2% Mg - 2% Cu - 1% Ni - % 1 Fe - 0,5% Mn) и АК12М2МгН (Al - 12% Si - 1,2% Mg - 2% Cu - 1% Ni - % 1 Fe - 0,4% Mn), в паре со штифтами диаметром 10 мм из серого чугуна СЧ20, поджатыми усилием 200Н к боковой поверхности вращающихся со скоростью 7 м/с колец, установлено, что износ колец из заявляемого композиционного материала в 3,5 раза ниже износа колец из литейного алюминиевого сплава АЛ25 и в 2,8 раза ниже износа колец из деформируемого алюминиевого сплава АК12М2МгН. Это позволяет считать заявляемый материал более износостойким по сравнению с современными алюминиевыми сплавами, используемыми для изготовления литых и горячештампованных поршней двигателей внутреннего сгорания, в том числе форсированных.

Благодаря существенному снижению содержания в заявляемом материале легирующих элементов и отказ от его легирования дефицитным и дорогостоящим бериллием, он является более дешевым, чем материал-прототип.