The effect of external actions on a molten metal and the influence of nonmetallic nanoparticles on the structure and mec.pdf Основной задачей современного машиностроения является снижение массы элементов ответственных механизмов и конструкций при одновременном повышении их эксплуатационных свойств. Решение данной задачи позволит улучшить функциональные характеристики, повысить долговечность узлов оборудования и снизить энергопотребление [1]. В данном направлении важными являются исследования методов модификации легких конструкционных сплавов на основе алюминия и магния, обладающих высоким потенциалом к увеличению показателей удельной прочности. Добиться заданных целей можно с помощью модификации внутренней структуры материалов. Основополагающим методом дисперсионного упрочнения интерметаллическими фазами, такими, как Al-Sc, Al-Zr, Al-Cu, для получения высоких механических свойств является искусственное старение алюминия и магния [2-7]. Альтернативой ему могут служить деформационные методы, описанные в работах [8-11], где показано, что путем измельчения зерна до субмикронных размеров с использованием интенсивной пластической деформации получаются ультрамелкозернистые сплавы алюминия и магния с улучшенными физико-механическими свойствами по сравнению с их крупнокристаллическими аналогами. В данном случае активируется несколько методов упрочнения, дополнительный вклад в улучшение свойств вносит дисперсионное упрочнение интерметаллидными наноразмерными включениями, образовавшимися из твердого раствора в процессе обработки при взаимодействии примесных атомов. 1 Исследование сплавов Al-Mg выполнено за счет Гранта Президента Российской Федерации (МК-506.2019.8). Исследование материалов, упрочненных наноразмерным оксидом алюминия и на основе алюминия технической чистоты, выполнено при финансовой поддержке РФФИ в рамках научного проекта № 18-38-20081. 92 А.Б. Ворожцов, П.А. Данилов, И.А. Жуков, М.Г. Хмелева, В.В. Платов, В.Д. Валихов Известно, что упомянутых механизмов упрочнения можно добиться недеформационными методами при введении упрочняющих частиц в сплавы непосредственно при литье. При этом благодаря оригинальным технологиям exsitu введения в расплав небольшого количества (до 0.1-1.5 мас.%) нано- и микроразмерных нейтральных тугоплавких керамических частиц таких как, Al2O3, TiB2, SiC, при этом, помимо дисперсного упрочнения также можно добиться значительного уменьшения средних размеров зерна. Эти технологии позволяют существенно повысить механические свойства легких сплавов - твердость, предел текучести, предел прочности, пластичность [12-14]. Это связано с тем, что при ведении керамических частиц в расплав они являются центрами кристаллизации и приводят к получению мелкозернистой структуры слитков и, как следствие, повышению механических свойств согласно закону Холла - Петча. Также эффект упрочнения достигается за счет действия механизма Орована, так как керамические частицы являются препятствием для движения дислокаций [15]. Основным требованием при получении таких композиций является равномерность распределения частиц в объеме, чего не так просто добиться из-за склонности порошковых систем к агломерации и флотации. Указанное требование достигается при неукоснительном соблюдении технологии введения лигирующих компонент с одновременной обработкой расплавов внешними воздействиями (ультразвуковая и вибрационная обработки, механическое перемешивание). Цель настоящей работы - исследование влияния тугоплавких наноразмерных частиц Al2O3, AlN, TiB2 и внешней обработки расплава на структуру и свойства сплавов на основе алюминия и магния. Материалы и методика Алюминий технической чистоты, упрочненный наноразмерным оксидом алюминия Лабораторная плавка была проведена с использованием алюминиевого сплава А0 (99 мас.% Al, 0.8 мас.% Si, 0.04 мас.% Mg, остальное Fe, Ti и др.) с введением лигатур, содержащих неметаллические наночастицы Al2O3. Введение лигатур сопровождалось ультразвуковым воздействием. Использовались наночастицы оксида алюминия со средним размером 50 нм, синтезированные методом электровзрыва проводника [12]. Лигатуры были изготовлены ударно-волновым компак-тированием смесей алюминиевого порошка (средний размер частиц < 5 мкм) c порошком Al2O3 в количестве 5 мас.%. Подробное описание процесса приготовления лигатуры и данные о структуре и свойствах Al2O3 приведено в [12, 16]. Расплав алюминиевого сплава готовили в электропечи в графитовом тигле при температуре 730 °С. Ультразвуковая обработка осуществлялась с использованием магнитострикционного водоохлаждаемого преобразователя при мощности 4.1 кВт и частоте 17.6 кГц. Ультразвуковая обработка и введение лигатуры в литейный сплав производились одновременно при температуре 730 °С в течение 2 мин. После этого обработанный расплав был отлит в призматический стальной кокиль размером 100×150×10 мм. Перед проведением экспериментальных исследований проводился отжиг полученных сплавов при температуре 300 °С в течение одного часа для гомогенизации внутренней структуры и снятия внутренних напряжений. Влияние внешних воздействий на расплав и неметаллических наночастиц на структуру 93 Алюминий, упрочненный частицами диборида титана В качестве исходного сплава использован алюминиевый сплав АМг5 (91.90-94.68 % Al, 4.8-5.8 % Mg). 1 кг сплава помещали в тигель, расплавляли в муфельной печи (780 °С) и выдерживали в течение двух часов. Для введения частиц TiB2 использовались лигатуры, полученные методом СВС. Подробное описание структуры и методики получения лигатур приведено в [17, 18]. Лигатуры представляли собой частицы диборида титана, смешанные и спрессованные с алюминиевым микропорошком. Для введения частиц диборида титана использовались лигатуры (MA), полученные методом СВС из исходной порошковой смеси алюминия, титана и бора. Фазовый состав лигатур приведен в табл. 1. Таблица 1 Фазовый состав применяемых лигатур MA Фаза Содержание, мас.% Параметр решетки, А ∆d∕d ∙ 10-3 1 TiB2 30 a = 3.0296 c = 3.2260 1.0 TiAl3 26 a = 4.0123 2.7 Ti3Al 9 a = 5.6683 c = 4.5854 2.1 TiAl 35 a = 4.0115 21 2 TiB2 30 a = 3.0293 c = 3.2257 0.9 TiAl3 22 a = 3.9484 0.6 Ti3Al 14 a = 5.6640 c = 4.6344 2.2 TiAl 16 a = 4.0278 2.4 Al3Ti 18 a = 3.8800 c = 8.4989 1.1 3 TiAl 57 a = 4.0319 10.2 TiB2 43 a = 3.0140 c = 3.2000 6.0 Гистограммы распределения частиц TiB2 по размерам в используемых лигатурах приведены на рис. 1. Затем тигель с помощью захвата извлекли из печи и ввели лигатуру при одновременном воздействии ультразвуковой обработки при температуре расплава 730 °С. Ультразвуковая обработка осуществлялась с использованием магнитострикционного водоохлаждаемого преобразователя при мощности 4.1 кВт и частоте 17.6 кГц. После полного растворения лигатуры ультразвуковая обработка осуществлялась в течение 2 мин, расплав помещался в печь на 30 мин, а затем ультразвуковая обработка проводилась в течение 2 мин. При температуре 720 °С расплав заливался в стальной кокиль размером 150×100×20 мм. 94 А.Б. Ворожцов, П.А. Данилов, И.А. Жуков, М.Г. Хмелева, В.В. Платов, В.Д. Валихов 0.9 мкм 8 0 8 ,o 0 10 4 2 6 4 2 8 6 4 Средний размер частиц, мкм Рис. 1. Гистограммы распределения частиц TiB2 по размерам в лигатурах: a) MA1, b) MA2, c) MA3 Fig. 1. Histograms of a size distribution of TiB2 particles in the master alloys: (a) MA1, (b) MA2, and (c) MA3 Влияние внешних воздействий на расплав и неметаллических наночастиц на структуру 95 Магний, упрочненный нитридом алюминия Для упрочнения магниевого сплава МЛ12 (Fe - 0.01 %; Si - 0.03 %; Ni - 0.005 %; Al - 0.02 %; Cu - 0.03; Zr - 1.1 %; Be - 0.001 %; Zn - 5 %; Mg - основа) использован наноразмерный порошок нитрида алюминия (AlN), синтезированного методом электрического взрыва проводника. Средний размер частиц нитрида алюминия по данным просвечивающей электронной микроскопии составил ~ 80 нм. Для получения отливок применялась стандартная технология литья в цилиндрический кокиль, а введение частиц осуществлялось при разливке в струю расплава с последующей вибрационной обработкой при его кристаллизации. Содержание наночастиц в полученных дисперсно-упрочненных сплавах составило 0.75 и 1.5 мас.%. Исследования Исследование микроструктуры и текстуры сплавов проводили методами дифракции обратного рассеяния электронов (EBSD) на электронном микроскопе Tescan Vega II LMU, снабженном дополнительным устройством дифракции обратного рассеяния электронов. Поверхность исследуемых образцов была подготовлена методом предварительной механической полировки (полуавтоматическая шлифовально-полировальная машина Buehler Ecomet 250) с последующим ионным травлением на аппарате SEMPrep2. Анализ полученных данных проводился с использованием лицензионного программного обеспечения HKL-Channel 5. Исследование материалов методом оптической микроскопии осуществлялось на оптическом микроскопе Olympus GX71 в поляризованном свете. Для исследований поверхность подвергалась электрохимическому оксидированию, которое позволяет окрашивать зерна в различные цвета. Методом электроэрозионной резки, в соответствии со стандартом ASTM E-8M-08, подготовлены плоские образцы для экспериментов по одноосному растяжению с размерами: длина рабочей части 25 мм; толщина 2 мм, ширина 6 мм; радиус скругления 14 мм. Эксперименты по одноосному растяжению проведены с использованием электромеханической испытательной машины Instron 3369 со скоростью деформации 0.001 с-1 при температуре 24 °С. Измерения твердости по Бринеллю (HB) проведены в соответствии со стандартом ASTM E103 в разных частях широкой стороны отливки. Для проведения эксперимента использовался автоматический твердомер Duramin 500. Внедрение сферического индентора радиусом 5 мм проводили с усилием 250 кг и выдержкой 30 с. Исследуемые поверхности подготавливались с помощью механической шлифовки. Результаты и обсуждение Алюминий технической чистоты, упрочненный наноразмерным оксидом алюминия Изображения структуры и гистограммы исследуемых сплавов, иллюстрирующие распределение зерен по размерам, представлены на рис. 2, где dg - размеры зерен, N и n - общее количество измерений и количество зерен определенного размера. Исходный сплав A0 имеет средний размер зерна 200 мкм, дисперсно-упрочненные сплавы - 112 и 69 мкм, содержащие Al2O3 0.5 и 1 мас.% соответственно. 96 А.Б. Ворожцов, П.А. Данилов, И.А. Жуков, М.Г. Хмелева, В.В. Платов, В.Д. Валихов =500 μm; GB+EU; Step=9,648 μm; Grid255x1S0 0.12 =200 μm; GB+EU; Step=4,824 μm; Grid251x17⊂ 0.12 0.08 0.04 0.08 0.04 0 =200 μm; GB+EU; Step=4,83 μm; Grid246x16/ Рис. 2. Изображения структуры, полученные с использованием сканирующего электронного микроскопа и гистограммы распределения зерен по размерам в исследуемых алюминиевых образцах: a) исходный сплав A0, b) A0-0.5 мас.% Al2O3, c) A0-1 мас.% Al2O3 Fig. 2. EBSD images of the structure and histograms of the grain size distribution in the studied aluminum samples: (a) initial alloy A0, (b) A0-0.5 wt% Al2O3, and (c) A0-1 wt% Al2O3 0 50 100 150 dg, мкм d,, мкм Данные результаты подтверждают, что нахождение в расплаве частиц малого размера оказывает влияние на размеры зерен. Это связано с тем, что система «расплав - частица» находится в слабоустойчивом состоянии, поэтому любые термические воздействия, которые оказывают частицы-инокуляторы, приводят к изменению агрегатного состояния расплава на их поверхности. В результате этого начинается кристаллизация матрицы, и чем меньше размеры зародыша кристаллизации, тем мельче образовавшееся зерно. А гомогенное распределение иноку-ляторов в расплаве ведет к равномерности образованной структуры во всем объеме отливки. Полученные сплавы свободны от присутствия макропор. Это еще одно весомое преимущество использования ультразвукового воздействия на рас- Влияние внешних воздействий на расплав и неметаллических наночастиц на структуру 97 плав, которое отражается в эффекте дегазации через снижение концентрации водорода в расплаве [19, 20]. Результаты экспериментов по одноосному растяжению в виде типичных диаграмм зависимости инженерных напряжений от условных деформаций представлены на рис. 3. Обобщенные результаты обработки деформационных кривых и твердости представлены в табл. 2. Из первых оценок видно, что с увеличением концентрации частиц в сплаве увеличиваются условный предел текучести (σ0.2) и предел прочности (σβ). Значение максимального удлинения (εmax) при этом уменьшается. Деформация Рис. 3. Деформационные зависимости исследуемых сплавов, полученные при одноосном растяжении: кр. 1 - исходный сплав A0, кр. 2 - A0-0.5 мас.% Al2O3, кр. 3 - A0-1 мас.% Al2O3 Fig. 3. Stress-strain curves for the studied alloys obtained under uniaxial tension: 1, initial alloy A0; 2, A0-0.5 wt% Al2O3; and 3, A0-1 wt% Al2O3 Таблица 2 Обобщенные результаты исследований физико-механических свойств алюминиевых сплавов на основе А0 Сплав ρ • 103, г/см3 σ0 2, MHa σB, MHa εmax, HB AO 2.68 12±0.6 48±2.4 45 19.36 A0-0.5 мас.% Al2O3 2.66 16±0.8 58±2.9 41 20.08 A0-1 мас.% Al2O3 2.69 27±1.3 79±4.0 34 21.73 На рис. 4 отражены результаты экспериментов по определению значений условного предела текучести, предела прочности и твердости, показаны полиномиальные зависимости изменения приведенных величин от концентрации частиц в сплаве. Из оценок результатов измерений видно, что значения показателей прочности возрастают с увеличением концентрации упрочняющих частиц и уменьшением среднего размера зерна. Интервалы достоверности, являющиеся среднеквадратичным отклонением, характеризуют разброс экспериментальных данных, полученных на образцах, изготовленных из отливок различных партий. 98 А.Б. Ворожцов, П.А. Данилов, И.А. Жуков, М.Г. Хмелева, В.В. Платов, В.Д. Валихов Al2O3, мас.% Рис. 4. Зависимости изменения условного предела текучести (σ0.2), предела прочности (σβ) и твердости (НВ) исследуемых сплавов от содержания частиц Al2O3 Fig. 4. Dependences of the offset yield strength (σ0.2), tensile strength (σВ), and hardness (HB) of the studied alloys on the content of Al2O3 particles Обобщая результаты исследований механических свойств дисперсно-упрочненного технически чистого алюминия A0, можно сделать выводы, что введение наночастиц в малых дозах (до 1 %) способствует увеличению механических свойств и уменьшению пластичности через уменьшение среднего размера зерна. Аналогичные эксперименты, проведенные на сплавах алюминия, содержащих значительное количество примесных элементов, показывают противоположный результат по пластичности [15, 21, 22]. Причиной этому может стать образование вторичных фаз субмикронных размеров при кристаллизации в зернах и межзеренном пространстве из-за наличия в сплавах примесных элементов, что также влияет на изменение деформационного поведения материала. Алюминий, упрочненный частицами диборида титана На рис. 5 представлены оптические изображения микроструктуры сплава АМг5 с частицами диборида титана и исходного сплава без частиц. Средний размер зерна исходного сплава АМг5 после ультразвуковой обработки составил 205±30 мкм (рис. 5, a). Ультразвуковая обработка сплава АМг5 позволяет получать микроструктуру с равноосными зернами. При этом, несмотря на кажущуюся однородность, в структуре сплава АМг5 выделяются отдельные зерна размером более 250 мкм. Введение лигатуры МА1 с ультразвуковой обработкой позволило существенно снизить средний размер зерна АМг5 с 205±30 до 164±12 мкм (рис. 5, b). Введение лигатуры МА2 также позволило снизить средний размер зерна с 205±30 до 163±18 мкм (рис. 5, c). Введение в сплав АМг5 лигатуры МА3 понизило значение среднего размера зерна с 205±30 до 158±8 мкм (рис. 5, d). Для оценки влияния ультразвуковой обработки на процесс введения и распределения частиц был получен сплав с лигатурой МА1 без обработки, средний размер зерна которого составил 250±17 мкм. На рис. 6 представлены диаграммы, полученные при одноосном растяжении плоских образцов из исследуемых алюминиевых сплавов на основе АМг5. Влияние внешних воздействий на расплав и неметаллических наночастиц на структуру 99 d = 205±30 мкм d = 164±12 мкм Рис. 5. Оптические изображения микроструктуры сплавов: a - АМг5+УЗ, b - АМг5+MA'+УЗ, c - АМг5+МА2+УЗ, d - АМг5+МА3+УЗ Fig. 5. Optical images of the alloys' microstructure: (a) AMg5+ultrasound, (b) AMg5+MA1+ultrasound, (c) AMg5+MA2+ultrasound, and (d) AMg5+MA3+ultrasound Рис. 6. Сравнение зависимостей, полученных при одноосном растяжения исследуемых сплавов на основе АМг5 Fig. 6. Comparison of the dependences obtained under uniaxial tension of the studied AMg5-based alloys 100 А.Б. Ворожцов, П.А. Данилов, И.А. Жуков, М.Г. Хмелева, В.В. Платов, В.Д. Валихов При обработке экспериментальных диаграмм установлено, что значения условного предела текучести, предела прочности и пластичность литого сплава АМг5 составили 57 МПа, 155 МПа и 11 % соответственно (табл. 3). После модифицирования сплава лигатурой МА1 его механические характеристики значительно увеличились, предел текучести с 57 до 74 МПа, предел прочности с 155 до 192 МПа, пластичность с 11 до 14 % (табл. 3). Введение частиц лигатурой МА2 также привело к увеличению предела текучести с 57 до 71 МПа, предела прочности с 155 до 201 МПа и пластичности с 11 до 18 % (табл. 3). Введение лигатуры МА3 позволило увеличить предел прочности с 57 до 69 МПа, предел прочности с 155 до 200 МПа и пластичности с 11 до 17 % (табл. 3). Введение лигатуры МА1 в сплав без ультразвуковой обработки приводит к снижению предела текучести с 57 до 53 МПа с незначительным увеличением предела прочности с 155 до 159 МПа и пластичности с 11 до 14 %. Использование лигатуры без применения ультразвуковой обработки не позволяет ввести частицы и распределить их в объеме слитка. В структуре наблюдаются темные включения неравномерно распределенной лигатуры, из-за чего не удается достичь модифицирования зерна АМг5, средний размер которого составил 250±17 мкм. Таблица 3 Обобщенные результаты исследования физико-механических свойств алюминиевых сплавов на основе АМг5 Сплав ρ • 103, г/см3 σ0 T,, МПа σB, МПа ε %∩ θmax? АМг5+УЗ 2.6±0.03 57±4 155±11 11 AMp5+y3+MΛ1 2.64±0.04 74±7 192±14 14 AMp5+y3+MΛ2 2.6±0.04 71±6 201±12 18 AМг5+У3+MΛ3 2.47±0.03 69±8 200±10 17 Вклад в увеличение механических характеристик сплава АМг5 с лигатурой МА1 может быть обусловлен измельчением зерна сплава за счет модифицирования структуры микрочастицами диборида титана (закон Холла - Петча), который согласно выражению (1), составил 9.63 МПа: ∆σθR = ky (D-1/2 - D0-1/2), (1) где ky - параметр Холла - Петча (~ 68 МПа-м1/2), D - средний размер зерна с лигатурой, D0 - средний размер зерна сплава в исходном состоянии [23]. Дополнительный вклад в увеличение механических свойств вносит упрочнение металлической матрицы алюминиевого сплава АМг5 наночастицами (~0.1 мкм) диборида титана в лигатуре МА1 по механизму Орована. Наночастицы диборида титана также могут обеспечивать перераспределение нагрузки в матрице σload =0.5Vp σ0.2 .(2) Его вклад, согласно выражению (2), составляет 8.4 МПа, где Vp - объемное содержание частиц, σ0.2 - предел текучести матрицы. Одновременное увеличение предела текучести, прочности и пластичности может быть связано с перераспределением нагрузки в матрице за счет введения и распределения наночастиц, как было ранее предположено в работах [21, 24]. Вклад измельчения зерна при использовании лигатуры МА2 снижается, поскольку структура сплава с лигатурой MA2 является менее однородной, хотя рас- Влияние внешних воздействий на расплав и неметаллических наночастиц на структуру 101 четное значение составляет 9.72 МПа. Значение механизма Орована, напротив, увеличивается за счет вовлечения в процесс деформирования частиц размером ~ 2 мкм. Немаловажным является роль более мелкодисперсных частиц размером ~ 0.1 мкм, которые в процессе деформирования позволяют увеличивать пластичность сплава АМг5 с 11.5 до 18 %. В сплаве с лигатурой МА3 наблюдается аналогичная картина для сплава, содержащего лигатуру МА1, однако из-за более однородного размера зерна, доверительный интервал которого составил ± 8 мкм, реализуется более эффективное перераспределение нагрузки от частиц к матрице, за счет чего пластичность увеличивается с 11 до 17 % (табл. 3). Магний, упрочненный нитридом алюминия Исследования микроструктуры (рис. 7) полученных дисперсно-упрочненных сплавов показали, что в образцах, содержащих нитрид алюминия, наблюдается уменьшение среднего размера зерна до 230 мкм (МЛ12 - 0.75 вес. % AlN) и до 85 мкм (МЛ12 - 1.5 вес. % AlN) по сравнению с исходным сплавом МЛ12 (1270 мкм). Уменьшение размера структурных элементов, по всей видимости, связано с формированием новых центров кристаллизации вокруг неметаллических включений и значительным сдерживанием роста кристаллов за счет их разрушения при субзвуковом воздействии, возникающим в процессе вибрационной обработки расплава. Увеличение количества частиц до 1.5 мас.% обеспечивает большее количество центров кристаллизации, чем при 0.75 мас.%, способствуя тем самым измельчению зерна. При этом, средний размер зерна является постоянной величиной во всем объеме упрочненного магниевого сплава, что свидетельствует о гомогенности распределения наночастиц в матрице. Рис. 7. Оптические изображения микроструктуры: a - исходный сплав МЛ12, b - дисперсно-упрочненный сплав МЛ12+1.5 мас.% AlN Fig. 7. Optical images of the microstructure of the (a) initial alloy ML12 and (b) dispersion-hardened alloy ML12+1.5 wt% AlN Механические испытания исследуемых магниевых сплавов при растяжении (рис. 8, табл. 4) показали, что при введении 1.5 мас.% наночастиц нитрида алюминия предел текучести магниевого сплава увеличился на 139 %, предел прочности на разрыв - на 140 % и пластичность - на 160 %. Увеличение механических характеристик дисперсно-упрочненных сплавов MΛ12-AlN, по-видимому, связано с вкладом двух механизмов. Первым является механизм Орована, возможность 102 А.Б. Ворожцов, П.А. Данилов, И.А. Жуков, М.Г. Хмелева, В.В. Платов, В.Д. Валихов реализации которого обусловлена наличием наночастиц в мягкой металлической матрице магниевого сплава, основанного на препятствии твердых частиц движению дислокаций, при котором не происходит «перерезания» частиц, и линия дислокации изгибается. Реализация второго механизма представляется возможной благодаря закону Холла - Петча, который основывается на зависимости прочности материала от размера зерна, который снижается в дисперсно-упрочненных сплавах более чем в три раза по отношению к исходному сплаву. Рис. 8. Сравнение зависимостей, полученных при одноосном растяжения исследуемых сплавов на основе МЛ12 Fig. 8. Comparison of the dependences obtained under uniaxial tension of the studied ML12-based alloys Таблица 4 Обобщенные результаты исследования физико-механических свойств магниевых сплавов на основе МЛ12 Сплав dg , μм HV ρ∙103, г/см3 σ01, МПа σB, МПа εmax % МЛ12 1270±301.3 48±4.0 1.78±0.04 45±6 156±19 МЛ12+1.5 AlN 84±6.2 46±6 1.78±0.03 74±3 259±6 17.5 Заключение Выявлено, что ультразвуковое воздействие способствует получению беспо-ристого материала и гомогенному распределению упрочняющих наноразмерных частиц в объеме отливок алюминия. Уменьшение среднего размера зерна во всем объеме отливок на основе алюминия технической чистоты свидетельствует о равномерном распределении наночастиц оксида алюминия, выступающих в роли инокуляторов при кристаллизации. При этом уменьшение среднего размера зерна пропорционально увеличению концентрации введенных наночастиц оксида алюминия. Влияние внешних воздействий на расплав и неметаллических наночастиц на структуру 103 Установлено, что изменение зеренной структуры отразилось на механических свойствах исследуемого сплава. Показана прямая зависимость увеличения значений твердости, предела текучести, предела прочности и уменьшения пластичности от уменьшения среднего размера зерна и увеличения концентрации частиц в алюминиевом сплаве, упрочненном наночастицами оксида алюминия. Измельчение зерна и упрочнение наночастицами позволяет повышать твердость с 19 до 22 HB, предел текучести с 12 до 27 МПа, предел прочности с 48 до 79 МПа технически чистого алюминия. Установлено, что введение частиц диборида титана в расплав алюминия АМг5 позволяет измельчать зерно литого алюминиевого сплава с 205 до 158 мкм, за счет чего повышается его предел текучести, предел прочности и пластичность с 57 до 71 МПа, с 155 до 201 МПа и с 11 до 18 % соответственно. Наибольший эффект измельчения структуры достигается при использовании лигатуры, содержащей частицы диборида титана размером до 1 мкм. Обнаружено, что введение наночастиц нитрида алюминия в магниевый сплав способствует получению мелкозернистой структуры получаемых отливок и, как следствие, увеличению механических характеристик сплава. Предел текучести увеличился на 103 %, предел прочности на разрыв - на 115 % и пластичность -на 140 % по сравнению с исходным (без частиц) сплавом. При этом механизм Холла - Петча внес основной вклад в упрочнение.

Скачать электронную версию публикации