Formation of composites with an aluminum matrix reinforced with tungsten carbide nanoparticles

Толық мәтін

Введение

Композиты с металлической матрицей, а также высокоэффективные и недорогие конструкционные и функциональные изделия на их основе крайне востребованы в различных отраслях промышленности, таких как автомобилестроение, авиакосмическая промышленность, судостроение и т. д. [1]. С 1960 г. производство композитных материалов в США выросло в 25 раз и усиленно развивается ввиду высокого спроса. Сегодня рынок композитов в США превышает 30 млрд долларов, рынок композитов с алюминиевой металлической матрицей в США уже достиг примерно 460 млн долларов, и ожидается, что при среднегодовом темпе роста на 5–10 % он возрастет до 630 млн долларов к 2030 г. [2]. В авиационной отрасли алюминиевые композиты уже сегодня применяются для конструкционных приложений (крылья и несущие конструкции в фюзеляжах пассажирских, военных и грузовых самолетов) [3, 4]. Прогнозируется, что спрос на легкие композитные материалы будет только повышаться, а компании-производители и поставщики таких материалов будут демонстрировать экономически эффективные показатели, открывая новые области применения и занимая все больший сегмент рынков [5].

Общая цель при разработке и использовании металломатричных композитов – выйти за пределы границ свойств, приписываемых обычным классам материалов – традиционным металлам и сплавам. Так, традиционный алюминий и его сплавы являются одним из самых популярных и распространенных металлических материалов ввиду простоты в обращении, превосходной пластичности, низкой плотности, хорошей коррозионной стойкости, а также экономичным методам их производства и обработки [6]. В силу указанных преимуществ алюминия выделяются и композиты с алюминиевой матрицей (AMCs – aluminum matrix composites), в которых улучшение физико-механических свойств происходит за счет высокой прочности, твердости и износостойкости керамического армирующего компонента [7]. При тщательном контроле состава алюмоматричные композиты могут также демонстрировать высокую теплопроводность, высокую электрическую проводимость и отличную износостойкость [8–10]. Сообщается и о возможности создания на основе AMCs биосовместимых материалов [11, 12]. Среди материалов, используемых в качестве армирующего компонента, наиболее выделяются сверхтвердые керамические материалы, а также углеродные нанотрубки, нановолокна и нанопластинки [13–15]. Различные сверхтвердые соединения в виде оксидов, карбидов, боридов и нитридов популярны ввиду обеспечения наиболее высоких физико-механических свойств [16–18]. В результате, согласно отчетам, на AMCs на основе различных материалов ежегодно приходится около 69 % массы всех композитных изделий для различных промышленных применений [19].

Использование наноразмерных армирующих компонентов позволяет существенно улучшить характеристики конечных композитов с алюминиевой матрицей. Известно, что композиты, армированные микронными частицами, могут достигать сверхвысокой прочности и повышенного модуля упругости при высоком содержании керамической составляющей, в то время как пластичность и ударная вязкость в этом случае резко падают из-за традиционного компромисса между прочностью и пластичностью [20]. В недавнем исследовании было продемонстрировано, что использование армирующих наночастиц позволяет улучшить прочность и модуль упругости сплавов с металлической матрицей без ухудшения пластичности и ударной вязкости [21]. Кроме того, наноармирование обладает гораздо более высокой эффективностью упрочнения, чем их микронные аналоги [22, 23].

Несмотря на высокий интерес к AMCs, до сих пор существует множество проблем при их получении. Так, существует ряд трудностей с введением керамических частиц в металлическую матрицу. Например, методы обработки в жидком состоянии (в том числе различные виды литья) страдают от плохой смачиваемости армирующей составляющей расплавленным металлом [24]. Также удельный вес керамической составляющей и расплавленных металлов часто значительно различаются, в результате чего неравномерное распределение, агломерация и слабая межфазная связь частиц в металлической матрице практически неизбежны [25, 26]. Кроме того, взаимодействие армирующих карбидных и оксидных частиц с расплавленным алюминием приводит к образованию ряда нежелательных и хрупких побочных фаз [27, 28]. Введение наночастиц в металлическую матрицу также является сложной задачей, поскольку, скорее всего, будет наблюдаться неравномерное распределение компонента из-за действия сил Ван-дер-Ваальса и внутренней несовместимости между керамической и металлической составляющими [29]. В результате описанных эффектов вероятны неблагоприятные последствия для физико-механических и иных свойств конечного композита вследствие протекания межфазных реакций, окисления и роста зерен, агломерации частиц, слабой межфазной связи керамических частиц в металлической матрице и, как результат, невозможность достижения потенциально высоких механических и иных характеристик композита по сравнению с чистым металлом или сплавом [25, 26].

Таким образом, в отличие от традиционных алюминиевых сплавов, AMCs и их физико-механические свойства до сих пор еще недостаточно исследованы с удовлетворительным систематическим подходом. АМСs представляют собой развивающуюся категорию материалов, и текущие исследования направлены на улучшение их свойств и разработку новых технологий изготовления [30]. Поэтому работы, связанные с попытками получения конкретных составов, поиском оптимального содержания керамического компонента, рассмотрением механизмов образования фаз и механических свойств AMCs, обладают научной новизной и актуальностью и могут систематически определять направление исследований в этой области. В конечном итоге использование композитов с алюминиевой металлической матрицей обеспечит повышение энергоэффективности в ходе переработки и применения такого георесурса, как алюминий и алюминиевые руды, за счет усовершенствования процесса изготовления соответствующих композитных материалов и изделий, значительного улучшения эксплуатационных характеристик готовых компонентов конструкций на основе алюмоматричных композитов и повышения их качества и надежности в процессе функционирования.

Настоящее исследование посвящено разработке композитных материалов с алюминиевой матрицей, армированных керамическими частицами, с улучшенными механическими свойствами. В качестве армирующего компонента используется карбид вольфрама, который представляется одним из наиболее перспективных армирующих материалов [31]. Карбид вольфрама выделяется за счет высоких механических свойств, износостойкости, термической стабильности, низкого коэффициента теплового расширения, что позволяет применять его, прежде всего, в абразивных материалах и буровых инструментах [32, 33], а совместимость с алюминиевой матрицей позволяет его использовать в соответствующих композитных материалах [34]. Добавление частиц WC в алюминиевую матрицу существенно улучшает износостойкость и трибологические характеристики композита, а также его механические и коррозионные свойства при высокой температуре [35, 36]. Это дает основание утверждать возможность применения разрабатываемых материалов, прежде всего, в автомобильной, транспортной и оборонной промышленности при изготовлении тормозных дисков, роторов, пар трения, баллистических компонентов и др. [3]. При этом состав Al-WC все еще не является широко распространенным при разработке алюмоматричных композитов и требует дальнейшего развития и дополнительных исследований для решения ряда проблем, включая неравномерность распределения частиц WC, наличие хрупких промежуточных фаз, снижение характеристик в процессе обработки и т. д. [37].

В текущем исследовании как материал матрицы, так и армирующий компонент используются в наноразмерном виде для определения эффектов, связанных с влиянием дисперсности прекурсоров на структуру и свойства конечных изделий. Обычно для получения AMCs применяются два метода: твердотельную обработку (порошковая металлургия, механическое легирование) и обработку в жидком состоянии (литье с перемешиванием). Традиционные методы, которые базируются на подходе ex-situ, сопровождаются проблемами со смачиваемостью и агломерацией частиц, однородностью их распределения [7]. Метод искрового плазменного спекания (spark plasma sintering – SPS) является альтернативой традиционным методам, где за счет одновременности процессов спекания и формования появляется возможность преодолеть указанные недостатки и получить из высокодисперсных порошков изделия с пониженной пористостью, максимальной плотностью и улучшенными физико-механическими свойствами [38, 39]. Результаты проведенных исследований показали перспективность применения метода SPS для изготовления высокоплотных композитных изделий с алюминиевой матрицей, армированных WC, из наноразмерных исходных материалов. Полученные композитные изделия характеризуются высокими физико-механическими свойствами и могут быть использованы в качестве широкого спектра аэрокосмических и автомобильных компонентов с повышенной износостойкостью, прочностью и коррозионной стойкостью.

Экспериментальная часть

В качестве исходных материалов использовались порошки алюминия Al (ООО «Передовые порошковые технологии», Россия, средний размер 100 нм) и карбида вольфрама WC (ПЛАЗМОТЕРМ, Россия, диапазон размеров частиц 50–1500 нм). Принципиальной особенностью исходных порошков является их использование в нанодисперсном виде для определения эффектов, связанных с влиянием размера зерна на конечные физические свойства объемных изделий. Для получения объемных изделий использовался ряд порошковых смесей с массовой концентрацией карбида вольфрама 0, 1, 5, 10, 15 мас. %. Указанные концентрации керамической компоненты являются характерными для большинства работ по получению и исследованию металломатричных композитов.

На рис. 1 изображены микроснимки использованных порошков алюминия и карбида вольфрама, а также их смеси (на примере 15 мас. % WC), которые представлены в виде агломератов наноразмерных объектов, а также плотных спеков микронного размера. Исходные порошки подвергались пробоподготовке в виде смешивания в шаровой мельнице SPEX SamplePrep 8000M с использованием жидкой среды в виде изопропилового спирта. Оптимальная длительность смешивания определялась эмпирическим путем, в итоге для всех смесей она достигала 30 мин при частоте вращения 18 Гц (1080 циклов в минуту). Использовалась форма из карбида вольфрама диаметром 2 ½ дюйма и шары из карбида вольфрама диаметром 12 мм в количестве 2 штук. Массовое соотношение шаров и порошка составляло 2:1. После смешивания в мельнице производилась сушка смеси на воздухе.Процедура пробоподготовки исходных материалов позволила добиться однородности распределения армирующего компонента в материале металлической матрицы, что продемонстрировано на характерном микроснимке полученной смеси (рис. 1, в). Вопрос взаимного распределения компонентов композитного материала является критическим для проявления совокупности физических свойств конечного объемного изделия и возникает при использовании большинства известных методик.  

 

Рис. 1. SEM-снимки исходных порошковых материалов алюминия Al (а) и карбида вольфрама WC (б), а также их смеси (в)

Fig. 1. SEM images of the initial powder materials of aluminum Al (а) and tungsten carbide WC (б), as well as their mixture (в)

 

Кроме того, стоит отметить, что пробоподготовка не привела к фазовым превращениям в составе материала. На рис. 2 представлена рентгеновская дифрактограмма подготовленной смеси порошков Al и WC (на примере 15 мас. % WC), показывающая отсутствие в составе различных промежуточных фаз, которые могли бы возникнуть в процессе приложения энергии шаров к частицам порошков. Данный факт обусловлен низким вводом удельной энергии в систему, которая в первую очередь определяется параметрами процесса помола (частота вращения, время, соотношение шаров к порошку, объем формы) [40].

 

Рис. 2. Рентгеновские дифрактограммы смеси порошковых материалов алюминия Al и карбида вольфрама WC

Fig. 2. XRD-patterns of a mixture of powder materials of aluminum Al and tungsten carbide WC

 

В дальнейшем полученные смеси использовались для создания на их основе лабораторных образцов металломатричных композитов. Для компактирования порошковых смесей применялся метод искрового плазменного спекания, осуществленный на установке SPS 10-4 (Thermal Technology, США). Такой метод предполагает совместное использование греющего импульсного тока и внешнего давления для уплотнения образцов. Процесс компактирования характеризовался следующими параметрами: давление P=50 МПа, время выдержки Δt=10 мин, скорость нагрева ΔT/Δt=100 °C/мин, естественное охлаждение. В процессе исследований изменялась температура спекания материалов T: 400, 450, 500, 550, 600 °C. Изначальное определение рабочего диапазона температур для спекания базировалось на смежных исследованиях алюмоматричных композитов.

Полученные методом SPS металломатричные композитные изделия подвергались стандартной металлографической обработке с использованием шлифовально-полировальной машины Forcipol 1V (Metkon, Турция). Шлифовка образов выполнялась посредством шлифовальных карбидокремниевых бумаг 320, 600, 800, 1200, затем производилась их полировка с использованием тканей 6, 3, 1, 0,25 мкм, алмазной воды и соответствующих алмазных суспензий. Исследование микроструктуры исходных материалов и готовых изделий проводилась методом сканирующей электронной микроскопии TM3000 (Hitachi, Япония). Фазовый состав материалов исследовался методом рентгеновской дифракции XRD-7000 (Shimadzu, Япония) при CuKα₁-излучении, λ₁=1,5406 Å, 2θ=10–90°, качественный анализ осуществлялся с помощью программы Crystallographica Search-Match и базы структурных данных PDF4+. В качестве демонстрации физических свойств материала представлены результаты механических испытаний объемных изделий в виде микроствердости (ЛОМО, Россия), полученной по методу Виккерса по общепринятой методике (ASTM C1327-15, 2019) при нагрузке на индентор 50 г и выдержке 10 с. Исследование теплопроводности полученных композитных образцов осуществлялось методом лазерной вспышки на анализаторе DLF 1200 (TA Instruments, США).

Результаты и обсуждение

В качестве предварительной серии экспериментов было проведено искровое плазменное спекание образцов из чистого алюминия. В серии экспериментов менялась температура спекания при постоянстве других параметров процесса. В табл. 1 представлены характеристики полученных образцов, включая температуру спекания T_SPS, массу m, высоту h и диаметр d спеченных и обработанных образцов. Наиболее важным критерием успешности процесса спекания является степень уплотнения материала, выраженная, прежде всего, в абсолютной ρ и относительной ρ_отн плотностях изделия. Как видно по значениям плотностей, степень уплотнения значительно увеличивается (рост плотности от 92,66 до 97,45 %) при повышении температуры спекания от 400 до 600 °C.

 

Таблица 1. Характеристики металлических образцов Al, полученных при разных температурах спекания

Table 1. Characteristics of Al metal samples obtained at different sintering temperatures

TSPS	m	h	d	ρ	ρотн/ρrel
°C	г/g	мм/mm		г/см3 g/cm3	%
400	0,783	2,526	12,560	2,502	92,66
450	0,842	2,680	12,566	2,533	93,83
500	1,060	3,322	12,554	2,578	95,47
550	0,978	3,020	12,584	2,604	96,44
600	1,204	3,684	12,576	2,631	97,45

 

На рис. 3 представлены микроснимки поверхности объемных изделий из чистого алюминия, полученных при разной температуре спекания. Состояние микроструктуры полученных объемных изделий также демонстрирует тенденцию к повышению уплотнения материала при росте температуры спекания. Так, для образца, полученного при T_SPS=400 °C (рис. 3, а), при общей достаточно высокой степени уплотнения характерно наличие пор и относительно широких межзеренных границ, в то время как материал, спеченный при T_SPS=600 °C, имеет практически беспоровую структуру с едва различимыми (при проведении съемки без травления) границами зерен. Предварительная серия экспериментов продемонстрировала оптимальную температуру спекания T_SPS=600 °C (рис. 3, д) для образца из чистого алюминия. Дальнейшее повышение температуры неминуемо приведет к расплавлению основной части материала и его вытеканию из пресс-формы. Этой же температуры можно придерживаться при проведении искрового плазменного спекания композитных образцов.

 

Рис. 3. SEM-снимки поверхности объемных изделий из чистого алюминия, полученных при разной температуре спекания T_SPS, °C: а) 400; б) 450; в) 500; г) 550; д) 600

Fig. 3. SEM images of the surface of bulk products made of pure aluminum obtained at different sintering temperatures T_SPS, °C: а) 400; б) 450; в) 500; г) 550; д) 600

 

При определенной на предшествующем этапе исследований температуре спекания T_SPS=600 °C проведена серия экспериментов по получению композитных изделий с алюминиевой матрицей при разном содержании армирующей фракции в виде карбида вольфрама, которая изменялась от 0 до 15 %. В табл. 2 представлены результаты проведенной серии экспериментов. При анализе полученных данных в первую очередь обращает на себя внимание тот факт, что при добавлении армирующей фазы в металлическую матрицу значительно изменяется степень уплотнения материала. Плотность материала постепенно падает от 97,45 % при отсутствии добавки до 62,32 % при добавлении 15 % WC. Даже 1 % добавки WC изменяет плотность материала на 5 %. Факт уменьшения плотности материала напрямую связан с тем фактом, что армирующий компонент WC является тугоплавким материалом с температурой плавления 2870 °C. Спекание при температуре 600 °C, как было ранее показано, позволяет успешно уплотнить металлическую матрицу, однако слабо влияет на уплотнение карбидных зерен. В итоге существенно снижается общее уплотнение всего композитного материала.

 

Таблица 2. Характеристики композитных образцов Al-WC, полученных при разном содержании карбида вольфрама ω(WC)

Table 2. Characteristics of Al-WC composite samples obtained at different tungsten carbide contents ω(WC)

ω(WC)	m	h	d	ρ	ρотн/ρrel	H
%	г/g	мм/mm		г/см3/g/cm3	%	HV
0	1,204	3,684	12,576	2,631	97,45	3,95
1	0,911	2,860	12,438	2,622	92,65	4,07
5	1,076	3,240	12,502	2,705	80,80	5,15
10	1,027	2,930	12,502	2,855	71,45	5,40
15	1,104	3,110	12,496	2,895	62,32	5,75

 

Фазовый состав композитных материалов с алюминиевой матрицей и разным содержанием карбида вольфрама анализировался с помощью рентгеновских дифрактограмм, проиллюстрированных на рис. 4. На всех представленных дифрактограммах четко идентифицируется алюминий как преимущественная кристаллическая фаза, что дает основание называть спеченные изделия металломатричными композитами. Сравнение с дифрактограммой образца из чистого алюминия позволяет выявить дополнительные кристаллические фазы, содержащиеся в конечных продуктах. Как и ожидалось, в композитных материалах присутствует карбид вольфрама в той же самой гексагональной модификации, как и в исходной смеси.

 

Рис. 4. Рентгеновские дифрактограммы композитных материалов с Al-матрицей при разном массовом содержании карбида вольфрама ω(WC), %: а) 15; б) 10; в) 5; г) 1; д) 0

Fig. 4. XRD-patterns of composite materials with an Al matrix at different mass contents of tungsten carbide ω(WC), %: а) 15; б) 10; в) 5; г) 1; д) 0

 

В то же время при росте содержания карбида вольфрама в исходной смеси на рентгеновских дифрактограммах спеченных материалов наблюдается присутствие промежуточных фаз, связанных как с матрицей, так и с керамической составляющей. Это фазы алюминидов вольфрама с разной стехиометрией, а именно Al₁₂W и Al₅W. Предполагается такой механизм образования алюминидов вольфрама, когда при температуре от 600 °C происходит частичное расплавление алюминиевой матрицы, причем похожий принцип наблюдается при использовании разных методик спекания (традиционное, микроволновое) [41]. При этом известно, что температура плавления алюминия составляет 658–660 °C, однако с учетом того, что для наноразмерных материалов свойственно понижение температуры плавления [42], а в процессе SPS в условиях повышенного давления может наблюдаться локальное плавление частиц вследствие искровых разрядов и при более низких температурах относительно температуры плавления [43], в рассматриваемом процессе SPS Al-WC частичное плавление алюминия определенно происходит и при 600 °C. В этом случае алюминий в жидком состоянии плотно соприкасается с частицами WC, которые в наноразмерном виде обладают большей химической активностью. Вероятные межфазные реакции могут развиваться по следующему механизму [44]. Сначала происходит реакция термического разложения на краях и поверхностях частиц WC (1):

WC→W+C. (1)

Атомы W, образующиеся в реакции (1), покидают поверхности частиц WC и поступают в жидкофазную матрицу Al. Когда концентрация атомов W в жидкой фазе превышает его максимальную растворимость, по реакции (2) образуется высший алюминид вольфрама:

W+12Al→Al₁₂W. (2)

При повышении температуры происходит фазовый переход из высшего алюминида вольфрама в низшую форму и восстановление алюминия (3):

Al₁₂W→Al₅W+7Al. (3)

Таким образом, формирование алюминидов вольфрама связано с частичным разложением исходного карбида вольфрама в среде расплава алюминия. При этом примечательно, что наблюдается смещение стехиометрии промежуточных соединений в сторону повышенного содержания алюминия. Это является совершенно закономерным, особенно с учетом возможных соединений в системе Al-W, согласно фазовой диаграмме состояний [45], среди которых выделяют Al₂W, Al₇W₃, Al₇₇W₂₃, Al₄W, Al₅W, Al₁₂W [46], поскольку вольфрам присутствует в системе как явно лимитирующий реагент. Стоит отметить, что образование побочных фаз алюминидов вольфрама не является недостатком разрабатываемого подхода, поскольку сплавы Al-W демонстрируют хорошую коррозионную стойкость, высокую прочность и более высокую термическую стабильность по сравнению с другими сплавами на основе алюминия и, наравне с армирующим карбидом вольфрама, оказывают благоприятное воздействие на свойства конечного композита [47, 48].

Микроструктура материалов с разным содержанием WC, исследованная методами сканирующей электронной микроскопии, представлена на рис. 5. Общее отличие микроснимков композитных материалов от ранее представленных изображений чисто металлических образцов заключается в явной гетерофазной структуре, включающей области с существенно отличающимся контрастом. Известно, что области, содержащие элементы с высоким атомным номером, будут иметь более светлый контраст по сравнению с более легкими элементами [49]. Из представленных данных по микроскопии видно, что характерной особенностью микроструктуры является формирование менее контрастных относительно крупных зерен (до нескольких десятков нм), которые ассоциируются с алюминием, и более контрастных микро- и наноразмерных внедрений, содержание которых постепенно увеличивается с ростом количества WC в исходной смеси и которые, таким образом, соответствуют, по-видимому, карбиду вольфрама. Стоит отметить, что зерна алюминия увеличились в размерах относительно исходного нанодисперсного состояния в связи с термической рекристаллизацией при температурах, близких к температуре плавления материала. В то же время признаков рекристаллизации частиц карбида вольфрама в составе продукта не наблюдается в связи с тем, что достигнутые температуры для тугоплавкого соединения WC не представляют серьезный фактор воздействия. При этом за счет малого размера частицы WC занимают все межзеренное пространство, гипотетические поры и трещины и, обладая высокой твердостью, выступают в качестве армирующего компонента, что должно повысить общие физико-механические свойства композита.

 

Рис. 5. SEM-снимки поверхности объемных композитных материалов с Al-матрицей при разном массовом содержании карбида вольфрама ω(WC), %: а) 1; б) 5; в) 10; г) 15

Fig. 5. SEM images of the surface of bulk composite materials with an Al matrix at different mass contents of tungsten carbide ω(WC), %: а) 1; б) 5; в) 10; г) 15

 

В качестве демонстрации эффектов, связанных с содержанием армирующих частиц WC в составе металломатричного композита, были проведены измерения микротвердости полученных материалов. В табл. 2 представлены значения микротвердости по Виккерсу (HV), показывающие закономерный рост физико-механических свойств композитов с увеличением доли карбида вольфрама в исходной смеси порошков от 3,95 (для чисто металлического образца) до 5,75 HV (при 15 мас. % WC).

Такое существенное улучшение характеристик материалов (практически в 1,5 раза) связано с проявлением армирующих свойств карбида вольфрама, равномерно распределенного в композите в виде высокодисперсных частиц в межзеренном пространстве.

При этом наблюдаемый эффект проявляется даже с учетом значительного понижения степени уплотнения материалов при высоком содержании карбида вольфрама, т. е. эффект армирования проявляет себя даже при относительно низкой плотности всего композита.

В этой связи логичным представляется получение объемных изделий с более высокой плотностью, где высокие физико-механические свойства будут проявляться не только за счет присутствия сверхтвердых армирующих частиц, но и большего уплотнения материалов. Это возможно при повышении температуры искрового плазменного спекания более 600 °C и требует проведения отдельных поисковых исследований по определению оптимальных режимных параметров процесса компактирования для каждой отдельной точки по содержанию карбида вольфрама. Результаты таких исследований лягут в основу дальнейших работ авторов по представленному направлению.

Заключение

В результате комплекса проведенных исследований получены объемные композитные металломатричные изделия с алюминиевой матрицей и карбидом вольфрама в качестве армирующего компонента. Компактирование смесей наноразмерных исходных порошков алюминия и карбида вольфрама методом искрового плазменного спекания позволило получить изделия с содержанием 0, 1, 5, 10, 15 мас. %. Предварительно спекались образцы из чистого алюминия для определения оптимальной температуры спекания. В итоге получены объемные композитные материалы и изделия из чистого алюминия. Отличительной особенностью полученных образцов является их высокая степень уплотнения, что обусловлено одновременным приложением греющего тока и внешнего давления, сопряженная с относительным сохранением мелкозеренной структуры материала за счет короткого времени протекания процесса. Анализ различных режимов спекания показал необходимость осуществления процесса спекания при температуре 600 °C. Исследования показали, что, хотя при добавлении армирующей фазы в металлическую матрицу значительно уменьшается степень уплотнения материала от 97,45 % при отсутствии добавки до 62,32 % при добавлении 15 % WC, при этом наблюдается увеличение микротвердости изделий при повышении концентрации армирующего компонента от 3,95 до 5,75 HV. Это доказывает возможность армирования металлического материала за счет керамических частиц WC. Полученные результаты могут быть использованы в различных конструкционных приложениях, включая автомобилестроение и авиакосмическую промышленность.

Авторлар туралы

Dmitry Nikitin

National Research Tomsk Polytechnic University

Email: nikitindmsr@yandex.ru
ORCID iD: 0000-0002-5015-6092

Cand. Sc., Associate Professor

Ресей, 30, Lenin avenue, Tomsk, 634050

Artur Nassyrbayev

National Research Tomsk Polytechnic University

Email: arn1@tpu.ru
ORCID iD: 0000-0003-4761-8863

Assistant

Ресей, 30, Lenin avenue, Tomsk, 634050

Alexander Tsimmerman

National Research Tomsk Polytechnic University

Хат алмасуға жауапты Автор.
Email: alextsimmer@yandex.ru
ORCID iD: 0009-0008-9474-7899

Assistant

Ресей, 30, Lenin avenue, Tomsk, 634050

Ivan Shanenkov

Tyumen State University; Tyumen State University

Email: i.i.shanenkov@utmn.ru
ORCID iD: 0000-0001-7499-5846

Cand. Sc., Head of the Laboratory, Tyumen State University; National Research Tomsk Polytechnic University

Ресей, 6, Volodarsky street, Tyumen, 625003;

Anastasia Saigash

National Research Tomsk Polytechnic University

Email: nasts@tpu.ru
ORCID iD: 0000-0001-7340-0871

Cand. Sc., Acting Head of the Power and Electical Engineering Department

Ресей, 30, Lenin avenue, Tomsk, 634050

Alexander Sivkov

National Research Tomsk Polytechnic University

Email: sivkov@tpu.ru
ORCID iD: 0000-0002-7685-5502

Dr. Sc., Professor

Ресей, 30, Lenin avenue, Tomsk, 634050

Әдебиет тізімі

Қосымша файлдар