» » Формирование структуры и свойств ЛКМ
16.12.2014

Окончательная структура литого композиционного изделия формируется под влиянием трех групп факторов: физико-химических, конструктивных и технологических. Соответственно происходит изменение свойств ЛKM Основными факторами в первой группе являются физико-химические свойства армирующих элементов и матрицы, характер их взаимодействия, условия и характер кристаллизации и затвердевания Ко второй группе относятся параметры армирования, геометрические параметры армирующих элементов и геометрические параметры литых заготовок. К третьей — подготовка поверхности армирующих элементов, способ приготовления расплава матрицы, способ литья композита, последующая обработка литой заготовки.
Комплексное влияние перечисленных факторов на структуру и свойства литых композиционных волокнистых, а также слоистых материалов изложено в работах. Поэтому в настоящем разделе основное внимание будет уделено литым макрогетерогенным композиционным материалам.
Результаты современных исследований указывают на прямую зависимость свойств жидких и литых сплавов от состояния исходных материалов. Такая зависимость основывается на особенностях межатомного взаимодействия в исходной шахте, ее влиянием на вязкость, плотность, поверхностное натяжение, другие свойства расплава матрицы, связанные с этим, в первую очередь, структурно-чувствительные характеристики отливки. Ее можно наблюдать и в композиционных материалах с литой металлической матрицей и в процессе капиллярной пайки.
Применение матричного сплава в виде лент с мелкозернистой структурой, полученной литьем расплава на вращающиеся валки-кристаллизаторы, обеспечило затекание расплавов в капиллярные зазоры без флюсов и предварительной подготовки, чего не наблюдалось при использовании шихты в виде порошков или гранул. Установлено также, что структура лент сплавов зависит при прочих равных условиях от температуры литья. При быстром охлаждении расплава количество дефектов и дисперсность микроструктуры увеличиваются, что приводит к уменьшению интервала ликвидус-солидус. Увеличение количества микродефектов облегчает расплавление металла, изменяя его исходное энергетическое состояние. Большое количество несовершенств кристаллической решетки создает условия для повышенной подвижности атомов при нагреве. Таким образом, исходная шихта приобретает дополнительную энергию активации. Этот эффект подтверждается изменением характера дифференциальных кривых нагрева модельных веществ и реальных сплавов (рис. 35). Сравнение приведенных термограмм показывает, что изменение кривизны участков предплавления в деформированных материалах соответствует меньшим энергетическим затратам на расплавление.
Формирование структуры и свойств ЛКМ

На рис. 36 показана исходная структура шихты матрицы ЛИ40-1. На рис. 37 показана структура макрогетерогенного ЛКМ на основе гранул стали ШХ15 с указанной матрицей. Из приведенных фотографий видно, что во всех случаях структура армирующих гранул однотипна. Структура же матрицы различна. В случае использования исходной литой шихты (рис. 37, а) матрица композиционного материала состоит из дендритов α-твердого раствора цинка и индия в меди, обедненного этими элементами, и междендритных промежутков, обогащенных ими, на что указывает также микротвердость отдельных структурных составляющих (дендритов 70—77; междендритных промежутков 130—140).
Формирование структуры и свойств ЛКМ

Структура матрицы ЛKM, залитой после переплава термоэкструдированной в проволоку шихты (рис. 37, б), состоит из отдельных неправильной формы зерен α-твердого раствора и β-фазы. Увеличение микротвердости α-твердого раствора до 92—100 указывает на увеличение растворимости легирующих. Одновременно до 105—114 уменьшается микротвердость β-фазы (упорядоченного твердого раствора типа CuZn). Необходимо отметить, что с уменьшением зазора между гранулами в матрице увеличивается относительное содержание α-фазы. Она также сосредоточена вокруг армирующих гранул. Причём размеры дендритов и кристаллов α-фазы в этом случае уменьшаются.
При заливке матрицы, которая в исходном состоянии имела равновесную структуру отожженного литого металла, формируется структура со слабо развитыми дендритами (рис. 37, в) По сравнению с микротвердостью литой матрицы ЛКМ средняя микротвердость дендритов выше (80—85), что указывает на большую растворимость легирующих компонентов.
Формирование структуры и свойств ЛКМ

Матрица композиционного материала, которая в исходном состоянии была прокатана в лист, затем расплавлена и залита, имеет близкую равноосной зернистую структуру (рис. 37, г). Видны участки двойникования. Микротвердость зерен a-фазы находится в пределах 80—95, микротвердость β-фазы — 110—128.
Приведенные результаты металлографического анализа указывают на прямую связь исходного состояния шихты со структурой матрицы ЛКМ, в частности, на различный характер распределения легирующих компонентов и форму роста, несмотря на то что все исследованные ЛКМ отлиты в одинаковых условиях и образовали одинаковую адгезионную зону сплавления (температура заливки на 50 К превышала температуру расплавления; скорость охлаждения отливки 3,5 К/с).
Для деформированной шихты сплава Cu—Zn-In после расплавления наблюдается изменение свойств расплава, по сравнению со свойствами расплава, полученного при переплаве ранее отлитой чушки (рис. 38). Величина поверхностного натяжения оказывается несколько выше и не так заметно выражена ее температурная зависимость. Для этих же сплавов характерно изменение механических свойств в соединении элементов твердой фазы. При исходной мелкодисперсной структуре деформированной шихты сплава 36Zn—3In—6ICu соединение сталь—сталь (при расстояний 140 мкм между неплавящимися элементами) имеет σ02= 350 МПа, (Jb=620МПа, KCU = 65 Дж/см2. При исходной грубодисперсной структуре шихты прочностные характеристики соединения соответственно следующие: σ02 = 280 МПа, σв = 596 МПа, KCU = 45 Дж/см2.
Наряду с изменением механических свойств при изменении структуры матрицы ЛКМ изменяются триботехнические свойства материала. При испытании на износостойкость (сухое трение по диску из сталей 18ХГТ и 40Х с термообработанной поверхностью до твердости 50 HRC3, нагрузка 8,86 МПа, скорость скольжения 4,6 м/с) были получены следующие результаты. Для образцов со структурой, приведенной на рис. 37, б, массовый износ в среднем составил 0,60 мг/км, со структурой, приведенной на рис. 37, а, — 0,96 мг/км, и со структурой, приведенной на рис. 37, б, — 0,66 мг/км. Если в случае первого и третьего образцов можно говорить о близости полученных результатов, то износостойкость образца, у которого матрица имела дендритную структуру, существенно ниже.
Формирование структуры и свойств ЛКМ

Приведенные данные и результаты исследований позволяют предположить, что способ управления структурой и свойствами матрицы за счет эффекта наследования структуры и свойств исходной шихты в результате ее предварительной обработки может в ближайшее время стать весьма перспективным.
В процессе литья композиционных материалов наблюдается изменение исходной структуры железоуглеродистых армирующих элементов. Интенсивность такого изменения связана с температурой литья матрицы и массой отливки. Наиболее заметны изменения в исходной структуре армирующих элементов при литье композитов с матрицами на основе меди. Это можно объяснить тем, что армирующие элементы в процессе формирования ЛКМ нагреваются до температуры A1—A3 и более, а также замедлением скорости охлаждения с ростом массы отливки, что способствует полноте превращения. Например, твердость гранул стали ШХ15 после отливки композита равной массы и степени армирования может колебаться в пределах от 891 HV при заливке матрицы с температурой плавления 890 °C (температура заливки 910 °C) до 245 HV при заливке матрицы с температурой плавления 1063 °C (температура заливки 1230 °С). При этом твердость (микротвердость) армирующих элементов может изменяться по сечению и высоте отливки. При отливке сплошного цилиндра диаметром 65 мм и высотой 200 мм из ЛКМ, армированного гранулами стали ШХ15 диаметром 0,5—1,6 мм с матрицей ЛЖМц59-1-1, микротвердость гранул у наружного края в нижней части цилиндра составила 320 и в центре 280 HV, а в верхней части соответственно 387 и 323 HV. Кроме фазовых превращений, вызывающих изменение в структуре и свойствах армирующих элементов, существенное влияние оказывает физико-химическое взаимодействие компонентов ЛKM. В зависимости от типа взаимодействия армирующих элементов и матрицы может произойти перераспределение химических компонентов, которое существенно изменит структуру и свойства ЛКМ (рис. 39).
Формирование структуры и свойств ЛКМ

В результате растворно-диффузионного взаимодействия на границе сплавления образовалась интерметаллидная прослойка, состоящая из двух поясов — наружного, обогащенного железом, и внутреннего, обогащенного кремнием. Растворение железа на поверхности гранул происходило с различной периодически повторяющейся интенсивностью Матрица максимально обогащена железом и хромом. Одновременно происходило насыщение гранул марганцем и кремнием. Ho если кремний в основном локализовался в прослойке в виде интерметаллида железо — кремний, то марганец проникал в глубь гранул. Эти данные хорошо совпадают с данными микрорентгеноспектрального анализа.
Таким образом, в результате диффузионных процессов гранулы и матрица данного композита претерпели существенное изменение химического состава и есть все основания говорить о том, что в процессе литья были получены новые материалы, которые и сформировали ЛКМ.
На изменения исходной структуры и свойств ЛКМ, которые наблюдаются при перераспределении химических компонентов, влияет степень армирования.
При относительно меньшей степени армирования крупные гранулы отстоят на большем расстоянии друг от друга и промежутки матрицы соизмеримы с их размерами или превышают размеры гранул. При этом распределение основных легирующих компонентов происходит следующим образом (рис. 40). Медь и железо имеют локализованные зоны максимальной и минимальной концентрации, которые соответствуют гранулам и матрице. Большее содержание марганца наблюдается в матрице и его концентрация в гранулах убывает от границы сплавления к центру гранулы. Концентрация кремния характеризуется наличием максимумов, которые соответствуют интерметаллидной прослойке, что приводит к значительному обеднению им матрицы. Установлено также его повышенное содержание в гранулах. Распределение хрома в матрице близко к максимальному насыщению. Необходимо отметить, что в зоне сплавления и в областях, примыкающих к ней со стороны гранул, зафиксированы участки с повышенным содержанием хрома, что приводит к его неравномерному распределению в гранулах.
Формирование структуры и свойств ЛКМ

При уменьшении расстояния между гранулами распределение химических компонентов ЛKM резко изменяется. Для железа и меди нет четко выраженных локальных зон. Установлено незначительное, по сравнению с содержанием в гранулах, снижение концентрации железа в матрице. Содержание меди в матрице неравномерно и характеризуется резкими изменениями концентрации Для хрома установлено незначительное уменьшение содержания в матрице по сравнению с гранулами вблизи зоны сплавления. Марганец же практически распределен равномерно.
Восстановление требуемой структуры и свойств армирующих элементов может быть достигнуто термической обработкой литого композиционного материала либо непосредственно после заливки, либо после изготовления изделия на финишных операциях. Естественно, что в процессе термической обработки изменениям подвергаются не только армирующие элементы, но и матрицы ЛКМ. Например, для получения структуры гранул стали ШX15, которая обеспечивает лучшую несущую способность в композиционных подшипниках скольжения, хорошие результаты даст закалка и последующий отпуск литого изделия. Гранулы приобретают мартенситно-аустенитную структуру, матрица становится зернистой.
Ее структура по внешнему виду приближается к равновесной. В зависимости от продолжительности термической обработки увеличивается толщина интерметаллидной прослойки. При этом наблюдаются изменения химического состава компонентов композиционного материала (рис. 41).
Формирование структуры и свойств ЛКМ

Хром локализуется в прослойке интерметаллида и вблизи нее. За счет увеличения прослойки концентрация кремния становится более равномерной, равномерной также становится концентрация и других элементов. Медь и железо имеют четкие концентрационные границы. Ho по сравнению с исходным их распространение в армирующих гранулах и матрице наблюдается на больших расстояниях, также на больших расстояниях от границы сплавления наблюдается проникновение марганца и кремния в гранулы. Сопоставление распределения железа и хрома, а также анализ других методов исследования указывает на формирование его карбидов. В матрице происходит коагуляция железистой составляющей, которая выделяется по границам зерен медного сплава. Железистая составляющая обогащена марганцем и кремнием. В то же время участки гранулы, содержащие карбид хрома, обогащены марганцем. В целом в композиционном материале это стабилизирует состав и свойства компонентов. В гранулах получена заданная структура, и матрица приобрела стабильность за счет равномерного распределения легирующих, на что указывает изменение твердости и микротвердости составляющих ЛKM. После термической обработки микротвердость матрицы во всем объеме композита имеет близкие значения (120—140), но меньшие по сравнению с литой нетермообработанной (110—160). При испытаниях на сжатие прочность такого ЛКM составляет порядка 700 МПа, при максимальной нагрузке 93 920 МПа, против 600—650 МПа, при максимальной нагрузке порядка 80000 МПа.
Исследование микрошлифов разрушенных образцов показало, что при сжатии разрушение начинается в более прочных и менее пластичных гранулах, в то время как термообработанная матрица не разрушается вплоть до полной деформации образца. Для нетермообработанных образцов после сжатия установлено наличие трещин в матрице и в зоне сплавления.
В термообработанных отливках ЛКМ наблюдается заметное изменение модуля нормальной упругости армирующих элементов. Для матриц он уменьшается до 10 800—11 000 МПа, а для гранул увеличивается до 220 300—220 500 МПа, в зависимости от температуры и продолжительности отдельных стадий термической обработки.
Для ЛКМ на основе гранул чугуна с матрицей из бронзы Бр08 после термической обработки образуется переходный слой толщиной до 10 мкм и железо незначительно (до 0,1 %) диффундирует в матрицу. Встречный диффузионный поток составляют атомы олова и меди в концентрации до 0,2 %. Отмечена также диффузия марганца из гранул в медную матрицу. При этом свинец, находившийся в виде неизбежной примеси, рассеянной в оловянной бронзе, выделяется в виде прослоек по границам зерен. Это, как будет показано далее, улучшает антифрикционные характеристики ЛКМ.
Для литых композиционных материалов с матрицами из медноцинковых сплавов (ЛН65-5, ЛИ40-1, ЛЖМц59-11 и др.) наблюдается адгезионное или слабо растворное соединение с армирующими элементами. Прочностные и пластические характеристики данных композитов в литом состоянии оказываются достаточно высокими. Например, для ЛКМ с матрицей из латуни ЛИ40-1 предел прочности при растяжении составляет порядка 838—912 МПа и при сжатии 3820—4100 МПа. Причем разрушение литого композита начинается с хрупких участков структуры литой матрицы (β-фазы, расположенной в междендритных промежутках). Разброс прочностных характеристик ЛКМ связан с различным диаметром армирующих элементов.
После термической обработки армирующих элементов на мартенситно-аустенитную структуру фиксируются односторонняя диффузия железа в матрицу (до 0,3 %), а также выравнивание химического состава зерен матрицы. Он практически соответствует равновесному. Это приводит к тому, что несколько увеличивается прочность ЛКМ (временное сопротивление разрыву доходит до 940 МПа), но снижается на 20—40 % сопротивление ударным нагрузкам. Вместе с тем, диффузионное легирование латунной матрицы железом расширяет диапазон теплостойкости композиционного материала и сужает зону хрупкости, смещая ее в область более высоких температур. С ростом температуры временное сопротивление разрыву плавно уменьшается и при 100 °C составляет 510 МПа, при 200 °C — 320 МПа, при 300 °C — 200 МПа. Полное разупрочнение композита происходит при температурах 650—700 °С. Начальное относительное удлинение данного ЛKM составляет 14—18 %, но при нагреве до 300 °C увеличивается и составляет 28—34 %. Правда, в этом случае изменяется структура армирующих элементов.
Формирование структуры и свойств ЛКМ

Следует отметить, что размеры армирующих элементов и степень армирования во многом ответственны за прочностные и триботехнические (рис. 42) характеристики литых композиционных материалов. В табл. 9 приведены некоторые механические свойства литых композитов, армированных гранулами стали ШХ15.
Металлографические исследования ЛKM показали, что в случае мелкой фракции стальной дроби (диаметром до 1 мм) мелкозернистый излом имеет золотистый цвет медных сплавов. Дробь не повреждена, т. е. разрушение композита прошло по матрице. При дисперсности армирующих частиц в пределах 1,0—1,5 мм, вместе с матрицей разрушается часть наиболее крупных стальных гранул. В этом случае излом состоит из участков серого и золотистого цветов. При более крупной фракции армирующих элементов (1,5—2,5 мм) образуется излом серого цвета. Разрушение происходит в первую очередь по гранулам.
В связи с изложенным, целесообразно рассмотреть результаты фрактографических исследований образцов литых композиционных материалов с различными матрицами и различными железоуглеродистыми армирующими элементами.
Формирование структуры и свойств ЛКМ

Изучение поверхности излома, показывает, что в ЛКМ на основе меди, армированного гранулами железа (низкоуглеродистой стали), разрушение происходит по границе сплавления армирующий элемент — матрица. Причиной зарождения трещин в этом случае является высокая плотность дислокаций на границе сплавления. Рентгеноструктурный анализ и электронная микроскопия данного ЛКМ показали, что плотность в дефектах структуры на границе сплавления (10в9) и в объеме матрицы (10в9) различны. Поскольку граница сплавления не может претерпевать пластическую деформацию аналогично матрице, образуется ячеистая структура в изломе со стороны меди (вязкий излом) и хрупкий скол поликристаллического железа. Работа разрушения 260 Дж.
После термической обработки рассматриваемого композита при увеличении работы разрушения до 297 Дж характер излома резко изменяется, и он становится вязким Это происходит в результате взаимодиффузии меди и железа и изменения плотности дефектов в зоне сплавления После термической обработки плотность дефектов уменьшается до 10в10.
На фрактограмме композиционного материала на основе сплава ЛИ40-1, армированного гранулами стали ШX15, излом матрицы вязкий Обращают на себя внимание в вязком изломе зоны макроотрыва, в которых хорошо различимы выделения β-фазы, что подтверждается результатами съемки в характеристическом излучении и локального рентгеноспектрального анализа Излом гранул вязко-хрупкий В областях хрупкого излома поверхность подобна квазисколу В местах макроотрыва вблизи воны сплавления видны четырехугольные выделения карбидов хрома. Работа разрушения 297 Дж.
Иная картина наблюдается при рассмотрении фрактограммы композита на основе бронзы КЗМц1, армированной гранулами стали ШX15. Работа разрушения 190 Дж. В зоне сплавления матрица имеет излом подобный чашечному. Интерметаллидная прослойка содержит несколько участков, которые разрушались квазисколом. На этих участках различимы карбиды хрома. Гранула имеет вид тела, разрушившегося по границам зерен с локальными участками вязкого излома. При сопоставлении результатов механических испытаний, металлографического и фрактографического анализа можно заключить, что, во-первых, снижение ударной вязкости ЛКМ, армированных крупными гранулами, происходит потому, что они имеют микродефекты газоусадочного происхождения Во-вторых, с увеличением степени армирования и уменьшением диаметра стальных гранул матрица в объеме композита распределяется более равномерно и образует прослойки между гранулами меньшей толщины. Известно, что при жидкофазном совмещении элементов твердой фазы на механическую прочность влияет ширина зазора, заполненного связующим металлом Очевидно в данном случае имеет место аналогичный эффект. На рис. 43 показано изменение микротвердости, временного сопротивления разрыву и ударной вязкости при изменении ширины зазора между армирующими элементами из стали 45, заполненного матрицей латуни ЛИ36-1, которые подтверждают изложенное.
Формирование структуры и свойств ЛКМ

И третьей причиной различного сопротивления статическим и динамическим нагрузкам ЛКМ с разными размерами литых гранул и разной степенью армирования может быть различное количество дефектов, приводящее к необратимым потерям приложенной механической энергии и проявлению различной релаксационной стойкости материала.
Оценка декремента затухания амплитуды колебания γ показала, что с уменьшением размера армирующих гранул из стали 45 (увеличением степени армирования) для ЛКМ на основе матрицы ЛИ36-3 он увеличивается. Для ЛКМ с гранулами диаметром 0,5—0,8 мм γ = 0,18, с гранулами 1—1,2 мм — γ = 0,16 и с гранулами 1,5—2,0 мм — γ = 0,12, при равной нагрузке 80 МПа.
Эти данные свидетельствуют об увеличении внутреннего трения ЛКМ с увеличением степени армирования. Однако окончательный вывод о развитии процессов внутреннего трения в литых композитах, армированных крупными литыми гранулами, на основе имеющихся данных сделать не представляется возможным. Необходимы дальнейшие исследования таких макрогетерогенных демпфирующих структур.
Возможность изменять в широком диапазоне свойства армирующих элементов и матриц при периодическом повторении армирующих гранул, связанных литой матрицей, позволяет разработать композиционный материал с наперед заданным комплексом свойств — повышенными триботехническими характеристиками, в которых полностью реализован принцип Шарпи. Именно такую структуру имеют макрогетерогенные композиционные материалы и псевдосплавы. Однако псевдосплавы уступают матричным структурам по прочности.
Первоначальный выбор компонентов литых композиционных материалов осложнен отсутствием единого мнения как о самом процессе износа при трении, так и отсутствием единого мнения о превалирующих факторах, определяющих сопротивляемость материалов изнашиванию. В силу сложности процесса и зависимости его от многих факторов (свойств материалов трущихся пар, их химического состава и структуры, режимов обработки, условий работы с учетом приложенных нагрузок, скоростей перемещения, агрессивности среды, температуры, наличия того или иного типа смазки и т. д.) в настоящее время существует большое количество гипотез по теории износа и поведения антифрикционных материалов, обобщая которые можно отметить следующее.
Оптимальная износоустойчивость трущейся пары должна определяться комплексом свойств: физикомеханических (высокое сопротивление сжатию, изгибу, сдвигу, большие силы молекулярно-механического сцепления, сочетание высокой твердости и вязкости при отсутствии упругости); физико-химических (высокая насыщенность и равномерность распределения легирующих компонентов, высокая стабильность системы и ее стойкость против внешних и внутренних химических и электрохимических воздействий); физических (высокая теплопроводность, незначительное различие в TKЛP и поверхностном натяжении на границах фаз).
Даже для гетерогенной системы литого композиционного материала реализация всего комплекса перечисленных свойств вряд ли возможна. Однако необходимо учесть, что для различных условий трения оптимальная износостойкость создается при характерных для каждого конкретного случая структурных соотношениях материала. Например, перераспределение удельной нагрузки для компонентов ЛKM — большее для армирующих элементов и меньшее ее значение для матрицы. Существенна также приспособляемость системы литой композиционный материал — контртело.
Основываясь на изложенном, можно в самом общем виде сформулировать требования к армирующим элементам и матрицам ЛKM с повышенными триботехническими характеристиками и конкретизировать их в каждом отдельном случае.
Армирующие элементы должны быть высокопрочными, твердыми, износостойкими, в процессе трения не претерпевать существенных химических превращений и иметь максимально стабильную структуру, мало изменяющуюся при нагреве в процессе трения. Для макрогетерогенных композитов желательно, чтобы структура армирующих элементов состояла из участков повышенной твердости и участков с высокой вязкостью материала.
Матрицы таких ЛКМ должны хорошо противостоять циклическим нагрузкам, быть пластичными и вязкими, особенно в тонких слоях, обладать высокой теплопроводностью, иметь равномерное распределение фазовых составляющих. При совмещении армирующих элементов матрица должна надежно их фиксировать. ТКЛР матрицы должен быть больше ТКЛР армирующих элементов. Все компоненты ЛКМ должны быть недефицитными и технологичными.
Например, в качестве армирующих элементов износостойких композиционных материалов хорошо зарекомендовали себя железоуглеродистые сплавы. Известно, что при трении стали (чугуна) по стали (чугуну) за короткое время происходит миграция атомов углерода, растворение цементита и карбидов, обогащение одной поверхности трения за счет другой различными легирующими компонентами. Установлено, что при благоприятных условиях сложная структура поверхности трения, содержащая аустенит, мартенсит, карбиды или ферритоцементитную смесь, может быть обратима, чем достигается ее высокая износостойкость и уменьшается коэффициент трения. Это позволяет, варьируя химическим составом литых железоуглеродистых гранул, получать высокие антифрикционные свойства ЛКМ.
Формирование структуры и свойств ЛКМ

Хорошим сочетанием перечисленных свойств обладают матрицы на основе меди и никеля. Испытания литых бронз показали, что при трении без смазки по стали 40Х бронзы, содержащие олово, устойчивы при нагрузках до 20 МПа и скоростях скольжения до 4,5 м/с. С увеличением нагрузки износ резко увеличивается. Максимальная износостойкость сплава БрА9Ж4 соответствует интервалу нагрузок от 2 до 12 МПа и скорости скольжения 1—2,5 м/с. С увеличением скорости скольжения более 2,5 м/с нагрузка должна быть уменьшена до 8 МПа, а при скорости 4—5 м/с — до 5 МПа. Бронза 05Ц5С5 устойчива при невысоких скоростях скольжения (до 1,5 м/с) и нагрузках до 20 МПа. Наиболее износостойка бронза КЗМц1, которая, кстати, имеет наиболее высокие механические характеристики, в первую очередь наиболее высокую циклическую стойкость (для БрКЗМц1 — 12*10в7 МПа, БрА9Ж4 - 20*10в6, Бр08 — 12*10в6).
Поведение ЛКМ на основе различных медных матриц иллюстрируют данные испытаний при сухом трении композита по контртелу из стали 18ХН4ВА на воздухе, переменных скоростях и нагрузках (табл. 10). Поскольку армирующие элементы для этих композитов одинаковы (гранулы стали ШX15 диаметром 0,63—1,60 мм), а также одинаковы условия формирования, то правомерно утверждать, что установленные различия определяются характером взаимодействия компонентов ЛКМ и свойствами матрицы. Для матриц БрЮФШП и Л70 после заливки и термообработки композита характерно слабое диффузионное взаимодействие с армирующими элементами, для матрицы БрА9Ж4 — образование в зоне сплавления прослоек интерметаллидов, что несомненно приводит к различиям в процессе трения. Ho, как представляется, в большей степени влияние оказывают исходные свойства матричных сплавов. Из приведенных данных видно, что для каждого композиционного материала существует область скоростей и нагрузок, в которой ЛКМ характеризуется наименьшей работой трения и наименьшим износом.
Это можно связать с механизмом работы литого композиционного материала в режиме сухого трения — с образованием на поверхности армирующих элементов экранирующих пленок из матричного сплава, прочностью и плотностью этих пленок, а также выносом матричного сплава в зону трения в зависимости от нагрузки. Матричный сплав покрывает армирующие элементы, что предотвращает возникновение непосредственного контакта между высокопрочными армирующими гранулами и поверхностью контртела. При этом поверхность композита покрывается гладкой сплошной пленкой, а на контртеле не наблюдается следов материала подшипника. Очевидно эффективный перенос матрицы в рабочую зону осуществляется во-первых, при увеличении нагрузки и скорости деформации матрицы, во-вторых, в результате вытеснения пластичного металла под давлением высокопрочных армирующих гранул, в-третьих, за счет разницы в TKЛP армирующих элементов и матрицы. Дальнейшая целостность экранирующей пленки связана с ее способностью противостоять нагрузкам. С увеличением ее поступления в зону трения до момента налипания на контртело работа трения (коэффициент трения) продолжает уменьшаться, но экранирующие пленки теряют сплошность и как продукты износа накапливаются в зоне трения, что приводит к увеличению износа композита и переходу из нормального режима в патологический (схватывание и вырывы матрицы).
Уже отмечалось, что распределение структурных составляющих в матрице при прочих равных условиях определяется предысторией сплава и режимом его затвердевания Для оценки влияния процесса затвердевания на износостойкость литых макрогетерогенных композиционных материалов проводилось симплекспланирование для композитов на основе латуней ЛИ, армированных гранулами стали ШX15, в системе псевдокомпонентов:
Формирование структуры и свойств ЛКМ

Построение проводилось на основе результатов экспериментов с литыми матрицами, изготовленными из чистых шихтовых компонентов, и с матрицами, предварительно прокатанными в лист толщиной 1 мм. Было получено неполное кубическое уравнение
Формирование структуры и свойств ЛКМ

описывающее системы состав — свойство, с учетом изменения состава отдельных структурных составляющих, в зависимости от скорости охлаждения отливки (рис. 44). Там же приведены усредненные результаты прямых экспериментов (сплошные линии). На основании полученных результатов можно утверждать, что с ростом неоднородности в структуре матрицы ЛКМ снижается ее износостойкость, как следствие неравномерной деформации и перехода в зону трения пленок, обогащенный легкоплавкими компонентами, что приводит к нарушению стабильности всей системы.
Формирование структуры и свойств ЛКМ

Влияние на фрикционные свойства литых макрогетерогенных композитов оказывает армирующая фаза. На рис. 45 показаны результаты измерения линейного износа ЛКМ на основе латуни ЛИ40-1, армированного гранулами стали ШХ15 и чугуна СЧ21-40, из которых видно, что для композита с гранулами стали при трении по стали 18ХГТ износ ощутимо меньше (в оптимальном режиме нагрузок разница составляет порядка 20-25 %). По-видимому, в режиме нормального износа (одно из условий эксперимента) это обусловлено большей структурной однородностью и отсутствием грубых включений избыточных фаз в гранулах стали. Отсутствие углеродного градиента не вызывает интенсивной миграции углерода. He установлена также заметная миграция других легирующих в гранулах и в контртело, в то время как для чугунных гранул наблюдается обезуглероживание поверхности контакта. Поскольку износ протекает на воздухе, то одной из причин более низкой стойкости композиционного материала, армированного чугунными гранулами, может быть реакция с графитом, которая приводит к образованию промежуточного продукта, выводу его из зоны трения и разрушению поверхности трения без нарушения гранул. Говорить о более низкой контактной усталости чугунных гранул в данном случае не представляется возможным, так как при переходе к испытаниям на износ в вакууме композит, армированный чугунными гранулами, проявляет более высокую износостойкость.
Вообще изменение окислительной среды на нейтральную или вакуум может резко изменить триботехнические свойства композиционного материала. В табл. 11 приведены данные по определению линейного износа и коэффициента трения ЛКМ на основе матрицы БрКЗМц1, армированного гранулами стали ШХ15, при трении по контртелу из сплава ВТ14 и скорости скольжения 1,5 м/с на воздухе и в вакууме. Из них видно, что в окислительной среде при равных нагрузках сухого трения износ и работа трения для пары титановый сплав—композит выше, чем в вакууме. Это может быть целиком отнесено за счет уменьшения циклической стойкости композита при изменении хода физико-химических реакций окисления в зоне трения. К аналогичному выводу приводит анализ результатов испытаний (проведенных в тех же условиях) композиционного материала на основе матрицы БрА9Мц2.
Формирование структуры и свойств ЛКМ

В отличие от ЛКМ на основе БрКЗМц1 при общем сохранении характера износа с ростом нагрузки для композита на основе БрА9Мц2 его триботехнические характеристики на воздухе оказываются выше. Объяснить это можно возникновением тонких окисных пленок на поверхности алюминия и титана, в частности, при развитии процесса экранирования армирующих элементов.
Существенное воздействие на фрикционные свойства композиционных материалов оказывает материал контртела (рис. 46). Эти данные указывают на сложность процесса изнашивания контактирующих поверхностей, на их зависимость от интенсивности воздействия и влияния окружающей среды, что не позволяет в настоящее время однозначно охарактеризовать механизм формирования триботехнических свойств литых макрогетерогенных композиционных материалов. Сравнение же эксплуатационных фрикционных характеристик литых композитов с характеристиками сплавов или других композитов позволяет отметить лучшее их сочетание у ЛКМ.
Формирование структуры и свойств ЛКМ

Изложенные выше результаты экспериментов позволили установить ряд закономерностей формирования структуры и свойств литых композитов, которые являются общими и могут быть использованы при конструировании композиционных материалов с заранее заданными свойствами.