Введение

Дисперсноупрочненные металлические композиционные материалы (МКМ) представляют собой класс материалов, в которых, как правило, твердые частицы керамического наполнителя внедрены в пластичную металлическую матрицу. Наиболее перспективным и быстро развивающимся направлением дисперсноупрочненных композиционных материалов являются алюминиевые МКМ. Их физические, механические и трибологические свойства представлены в широком диапазоне благодаря комбинации свойств матричного алюминиевого сплава и размера, формы, объемной доли наполнителя. Дисперсноупрочненные МКМ на основе алюминия чаще всего применяются в авиационно-космической отрасли благодаря своей высокой прочности, жесткости, высоким трибологическим характеристикам и хорошей стойкости к усталостным нагрузкам [1–5].

Процесс упрочнения МКМ может быть классифицирован как «прямой» и «косвенный» [6]. В работах [6] и [7] показано, что процесс «прямого» упрочнения связан с перераспределением нагрузки от мягкой и пластичной матрицы к более твердым частицам армирующего компонента. «Косвенное» упрочнение является результатом изменения микроструктуры и свойств при введении армирующих частиц [8–12]. В научно-технической литературе содержатся отдельные сведения о влиянии дисперсных частиц на кинетику дисперсионного твердения матричных алюминиевых сплавов [13–24]. Однако, несмотря на большое количество исследований, проведенных в данной области, отсутствуют обобщенные данные о процессах, происходящих во время термической обработки композиционных материалов, о влиянии армирующего компонента на структуру и фазообразование в матричном алюминиевом сплаве.

Цель данной работы – на примере систем Al–Cu–Mg–SiC, Al–Mg–Si–Cu–SiC, Al–Mg–Si–Cu–В₄С и Al–Zn–Mg–Cu–SiC рассмотреть основные особенности дисперсионного твердения металлических композиционных материалов на основе алюминиевой матрицы, позволяющие прогнозировать параметры термической обработки для достижения максимальных прочностных свойств.

Композиционные материалы на основе алюминиевых сплавов
с медью и магнием

Композиционные материалы с матрицей из алюминиевого сплава, легированного медью и магнием, представляют собой наиболее изученную и широко используемую группу композиционных материалов системы Al–Cu–Mg–SiC. Исследование особенностей термической обработки данной группы МКМ проводилось как в России, так и за рубежом. Например, в работе [25] был изучен процесс дисперсионного твердения композиционного материала Al–3%Cu–1%Mg–20%SiC, полученного методом механического легирования с последующей экструзией. Образцы МКМ закаливали с температуры 480°С и подвергали старению при разных температурах. Анализ кинетических кривых, построенных для температур 100 и 120°С, показал, что максимум твердости приходится на 5–10 ч старения. При температуре старения 200°С твердость МКМ снижается сразу, что, возможно, связано с перестариванием. Из сравнения кинетических кривых для композиционного материала и сплава Al–3%Cu–1%Mg следует, что старение в композиционном материале происходит значительно быстрее. Симплексный метод планирования, используемый в работе, показал, что наибольшие значения твердости достигаются при температуре 150–165°С и времени старения 5–9 ч. Данный режим был рекомендован в качестве оптимального для обработки композиционного материала.

Кинетика старения композиционных материалов во многом обусловлена особенностью микроструктуры материалов, полученных по технологии порошковой металлургии. В работе [21] исследовали МКМ Al–3,4%Cu–10%SiC. Технология изготовления материала заключалась в механическом легировании на воздухе, холодном компактировании, дегазации, спекании и горячей экструзии. Термическую обработку осуществляли по следующему режиму: выдержка 2 ч при температуре 520°С, закалка в воду, изотермическое старение при температуре 160°С.

На рис. 1 представлены результаты измерения микротвердости МКМ и алюминиевого сплава Al–3,4%Cu, который прошел те же технологические стадии, что и композиционный материал. Максимумы твердости композиционного материала и сплава совпали. Таким образом, показано, что скорость старения алюминиевого сплава, полученного по порошковой технологии, и композиционного материала на его основе совпадают. В то же время, следует отметить, что максимум твердости достигается в три раза быстрее, чем в сплаве Al–3,4%Cu, полученном по литейной технологии [11].

Рис. 1. Зависимость микротвердости порошкового алюминиевого сплава Al–3,4%Cu (▲) и композиционного материала (Δ) на его основе от времени старения

Исследования показали, что кинетика старения обусловлена особенностью микроструктуры материала [26], а не введенными частицами SiC. Причина в том, что эффект от закалочных дислокаций, вызванный различием в ТКЛР алюминиевой матрицы и частиц карбида кремния, может быть менее значительным по сравнению с влиянием оксидных включений [26], образовавшихся в матрице во время механического легирования. Исследование структуры показало, что оксидные включения в матричном алюминиевом сплаве распределены равномерно и образование вторичных фаз (θ, CuAl₂) во время старения происходит именно на этих включениях. Число некогерентных границ раздела между включениями оксидов и алюминиевой матрицей значительно выше, чем между матрицей и частицами SiC. Таким образом, наличие оксидов облегчает и способствует более гетерогенному зарождению вторичных фаз. Несмотря на то что частицы карбида кремния не оказывают значительного влияния на кинетику старения, они повышают твердость матричного алюминиевого сплава.

Изучение фазового состава матричных сплавов системы Al–Cu–Mg проводилось в работе [27]. Образцы МКМ получали следующим способом: порошок алюминия (состава Al–5,4Cu–1,5Mg) и карбида кремния подвергали деформационной обработке вакуумным горячим прессованием с последующей экструзией с коэффициентом вытяжки 25:1. Полученные образцы отжигали перед закалкой по двум режимам: при 495°С в течение 30 мин и при 504°С в течение 4 ч. Скорость охлаждения образцов во время закалки составляла 475–480°С/с. Затем образцы подвергали искусственному старению при температуре 191°С.

Исследование структуры экструдированных образцов показало, что в МКМ помимо твердого раствора алюминия и карбида кремния присутствуют фазы Al₂Cu и Al₂CuMg, а также частицы, выделившиеся на границе раздела фаз и содержащие Cu, Mg и Fe. Последующий отжиг под закалку при 495°С в течение 30 мин не достаточен для полного растворения выделившихся фаз. Исследование твердого раствора алюминия показало, что содержание в нем меди составляет 2–3%, что в 2 раза меньше, чем в исходном алюминиевом сплаве. При отжиге при 504°С в течение 4 ч концентрация Cu в алюминиевой матрице становится равной концентрации в исходном алюминиевом сплаве – частицы Al₂Cu и Al₂CuMg растворяются полностью, на границе раздела выявлены фазы, содержащие Mg и Fe, однако их количество уменьшилось в 5 раз [27]. Затрудненность растворения фаз, содержащих Mg и Fe, связана с незначительной растворимостью железа в алюминии и тенденцией атомов магния сегрегировать и выделяться на границе раздела. Старение приводит к выделению дисперсионных фаз Al₂Cu и Al₂CuMg размером несколько нанометров, причем выделение данных фаз происходит в основном на границе раздела. Максимальная прочность образцов, содержащих 5; 15 и 25% SiC и отожженных под закалку при 495°С в течение 30 мин, достигается за 3–5 ч, а отожженных под закалку при 504°С в течение 4 ч – за 4–6 ч. Причем более высокая твердость характерна для МКМ с большей температурой и продолжительностью выдержки, что объясняется большей концентрацией атомов меди в твердом растворе и соответственно большей объемной долей вторичных фаз после старения.

Даже невысокие концентрации армирующего наполнителя оказывают влияние на процесс старения композиционных материалов. В работе [28] исследован МКМ марки 2014 с 0,5% SiC. Состав алюминиевого сплава марки 2014, из которого изготовлен МКМ методом механического легирования и спекания в вакууме с последующей экструзией, представлен в табл. 1. Закалку проводили с температуры 502°С в воде, старение – при 160°С.

Таблица 1

Химический состав матричного сплава 2014

Исследования с помощью дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) показали (рис. 2), что в образце МКМ происходят те же фазовые превращения, что и в неармированном сплаве марки 2014.

Рис. 2. Результаты дифференциального сканирующего анализа сплава марки 2014 (1) и МКМ на его основе с 0,5% SiC (2)

При сравнении кривых старения (рис. 3) установлено, что прирост твердости МКМ происходит быстрее, чем у алюминиевого сплава. Композиционный материал достигает максимальной прочности за 10 ч, в то время как сплав марки 2014 – за 12 ч.

Исследование структуры (рис. 4) образцов после первого часа старения показало наличие лишь фазы Al₅Cu₂Mn₃.

Структура сплава марки 2014 (а) и МКМ на его основе с 0,5% SiC на пике старения приведена на рис. 5. Установлено, что в структуре присутствуют фаза Al₅Cu₂Mn₃, игольчатая фаза θ'(Al₂Cu), кроме того, обнаружены нетипичные для сплава марки 2014: фазы: Т(Al₂₀Cu₂Mn₃), σ(Al₅Cu₆Mg₂) и Ω(Al₂Cu) (рис. 6).

Рис. 3. Кривые старения сплава марки 2014 (■) и МКМ на его основе с 0,5% SiC (●)

Рис. 4. Структура сплава марки 2014 (а) и МКМ на его основе с 0,5% SiC (б) после 1 ч
старения при 160°С (стрелками показаны дисперсные фазы)

Рис. 5. Фазы Al₅Cu₂Mn₃ (а, в) и θ' (б, г) сплава марки 2014 (а, б) и композиционного
материала на его основе с 0,5% SiC (в, г)

Рис. 6. Светлопольное изображение фаз Ω(Al₂Cu) (а) и Т(Al₂₀Cu₂Mn₃) (б) и изображения, сделанные с помощью просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения, фаз Ω(Al₂Cu) (в), Т(Al₂₀Cu₂Mn₃) (г) и σ(Al₅Cu₆Mg₂) (д)

Ранее фаза σ, имеющая кубическую структуру (Pm3) и период решетки а=0,831 нм, наблюдалась лишь в Ag-содержащих алюмоматричных МКМ [29, 30]. Образование пластинчатой Ω-фазы повышает термическую стойкость МКМ, так как она обладает термической стабильностью до температуры 300°С [31].

Для оценки влияния армирующих частиц SiC на морфологию дисперсионных частиц проведена оценка размера фаз Al₅Cu₂Mn₃ и θ' в сплаве марки 2014 и МКМ на его основе с 0,5% SiC, результаты которой представлены в табл. 2.

Таблица 2

Средний размер фаз Al₅Cu₂Mn₃ и θ' в сплаве марки 2014 и МКМ

на его основе с 0,5% SiC

Видно, что средний размер частиц в МКМ меньше, чем в сплаве, что скорее всего связано с высокой плотностью дислокаций, которая приводит к аннигиляции вакансий на дислокациях [31] и повышению температуры для формирования зон Гинье–Престона, т. е. энергия активации формирования этих зон в МКМ более высокая, чем в алюминиевом сплаве. Однако во время старения высокая плотность дислокаций обеспечивает большое количество центров зарождения и повышает коэффициент диффузии, что ускоряет старение [32].

Исследование границы раздела «матрица–наполнитель» проводилось в работе [33]. Исходными компонентами для МКМ были порошок SiC размером 15 мкм и алюминиевый порошок сплава марки 2024 (система Al–4,4%Cu–1,5%Mg–0,5%Mn) размером 10 мкм, полученный распылением. Порошок алюминия и карбида кремния в количестве 35% (объемн.) смешивали в Y-образном смесителе со скоростью 50 об/мин в течение 24 ч и при соотношении массы шаров к массе материала 2:1, затем полученную смесь прессовали при температуре 580°С в вакууме 2,3·10^-3 Па, давление прессования составляло 80 МПа, продолжительность выдержки 3 ч. Охлаждение заготовок также проводили в вакууме. Термическую обработку проводили по режиму: выдержка при 510°С в течение 2 ч, закалка в воде, старение при 190°С.

В некоторых работах [34, 35] отмечается, что в МКМ взаимодействие частиц карбида кремния с алюминиевым сплавом происходит с образованием хрупкого соединения Al₄C₃. Использование авторами технологии порошковой металлургии и достаточно низких температур технологических процессов позволило избежать реакции образования хрупкой фазы.

Исследование структуры образцов композиционного материала с помощью просвечивающей микроскопии высокого разрешения показало, что в МКМ присутствуют границы раздела Al/SiC трех типов: «чистая» полукогерентная граница, небольшое количество зон с межфазной реакцией и зон с аморфным строением. Основным механизмом образования связи между алюминиевой матрицей и частицами карбида кремния является формирование полукогерентной границы раздела путем плотного «стыкования» атомов (рис. 7). Фиксированных или предпочтительных кристаллографических ориентаций между Al и SiC не выявлено.

Рис. 7. Изображение «чистой» границы раздела между алюминиевой матрицей и карбидом кремния, полученное с помощью ПЭМ

Рис. 8. Образование фазы MgAl₂O₄ на границе раздела «Al–SiC»

На границе раздела также выявлено соединение MgAl₂O₄ (рис. 8) в небольшом количестве. Вероятнее всего соединение образуется во время горячего прессования в результате взаимодействия сплава марки 2024 с оксидной пленой SiO₂, присутствующей на SiC. Исследование кристаллического строения шпинели выявило, что фаза является полукогерентной и к алюминиевой матрице, и к карбиду кремния и способствует образованию прочной связи на границе раздела.

Рис. 9. Изображение границы между SiC и Al:

1 – алюминиевая матрица; 2 – аморфная фаза; 3 – карбид кремния

Образование аморфной границы толщиной 15 мм (рис. 9) между алюминиевой матрицей и армирующим компонентом в некоторых работах [36] связывается с повышенной концентрацией магния на границе раздела и образованием примесной фазы.

Рис. 10. Изменение твердости МКМ от продолжительности старения (а) и структура МКМ после старения при 190°С в течение 9 ч:

б – дискообразная вторичная фаза Al₂Cu; в – игольчатая вторичная фаза Al₂CuMg

Исследование механических свойств МКМ показало, что максимум твердости достигается при старении в течение 9 ч (рис. 10), при этом выявлено образование дискообразных и иглообразных дисперсионных фаз. Просвечивающая микроскопия высокого разрешения позволила идентифицировать дискообразные включения как фазу Al₂Cu, а игольчатые – как фазу Al₂CuMg (рис. 10).

Композиционные материалы на основе алюминиевых сплавов
системы Al–Mg–Si–Cu

Использование сплавов системы Al–Mg–Si–Cu в качестве матричных обусловлено их технологичностью, высокой пластичностью, хорошей коррозионной стойкостью. Исследование особенностей термической обработки МКМ данной системы проводилось в работе [37]. Композиционный материал системы Al–Mg–Si–Cu/SiC получали с использованием технологии порошковой металлургии – механического легирования в инертной атмосфере порошка сплава марки 6066 (состав Al–1,2%Mg–1,1%Si–0,9%Cu), порошков магния в количестве 2% и карбида кремния 3% с размерами частиц 100; 5–10 и 1–10 мкм соответственно. Механически легированные порошки подвергали горячей экструзии при температуре 480°С с коэффициентом вытяжки 29, а затем прокатывали в листы до толщины 4 мм при температуре 480°С. Режим термической обработки образцов следующий: выдержка при 520°С в течение 2 ч, закалка в воде, старение при 180°С в течение различных временных интервалов.

На рис. 11 представлена зависимость твердости МКМ от продолжительности старения, пик старения наступает после 5 ч, затем твердость постепенно падает – происходит процесс перестаривания.

Рис. 11. Зависимость твердости МКМ марки 6066–2%Mg–3%SiC от продолжительности
старения

Рис. 12. Рентгенофазовый анализ образцов МКМ после закалки (1) и старения (2)

Исследование структуры и механизмов разрушения показало, что в композиционном материале после закалки на границе раздела образуется слой MgO толщиной 10 нм, а основным механизмом разрушения при растягивающей нагрузке является выдергивание частиц SiC из матрицы. На пике старения содержание магния в алюминиевом твердом растворе матричного сплава снижается из-за выделения вторичной фазы Mg₂Si. Основным продуктом реакции на границе раздела становятся частицы MgAl₂O₄ размером 50–100 нм (рис. 12), что способствует усилению связи и приводит к тому, что основным механизмом разрушения становится разрушение частиц карбида кремния, т. е. происходит перераспределение нагрузки между матрицей и армирующим компонентом.

Однако взаимодействие на границе раздела фаз может оказывать негативный эффект на свойства МКМ. В работе [38] исследовали композиционный материал 6061/В₄С. Сплав марки 6061 имеет следующий состав: Al–1,0%Mg–0,65%Si–0,25%Cu. Размеры исходных порошков алюминиевого сплава и карбида бора составляли 13 и 7 мкм соответственно. Частицы карбида бора сушили при температуре 150°С в течение 8 ч и вместе с алюминиевыми порошками подвергали механическому легированию. Холодное компактирование композиционных гранул проводили при давлении 50 МПа, затем отправляли на горячее прессование при давлении 30 МПа до получения цилиндрических заготовок Ø55 мм и толщиной 60 мм. Для уменьшения количества дефектов заготовки подвергали ковке до толщины 12 мм. Для сравнения полученных результатов изготовили образцы из порошка сплава марки 6061 по тем же технологическим режимам.

Установлено, что при проведении технологических операций при температуре ˃600°С происходит образование жидкой фазы, которое приводит к ускорению диффузии и активному взаимодействию на границе раздела «матрица–армирующий компонент» с образованием соединений MgAl₂O₄ и Al₃ВС. Образование оксидной фазы приводит к уменьшению концентрации магния в алюминиевом твердом растворе и, соответственно, негативно сказывается на способности композиционного материала к дисперсионному твердению. Эффект дисперсионного твердения (определяемый как разница между твердостью образца после старения и после закалки) композиционного материала 6061/В₄С снижается с увеличением содержания карбида бора, температуры технологических операций и продолжительности выдержки. Для получения максимальной прочности МКМ, после старения температура технологических процессов не должна превышать 580°С, а время выдержки 30 мин. Увеличение концентрации магния в матричном сплаве марки 6061 способно компенсировать негативный эффект образования фазы MgAl₂O₄. Установлено, что композиционный материал состава 6061–20%В₄С, содержащий 2,5%Mg в матричном сплаве и прессованный при температуре 620°С, имеет те же прочностные свойства, что и материал, прессованный при 580°С без дополнительного содержания Mg.

Композиционные материалы на основе высокопрочных алюминиевых сплавов

с цинком, магнием и медью

Композиционные материалы на основе матричных сплавов системы Al–Zn–Mg–Cu обладают наиболее высокими прочностными характеристиками, поэтому исследование особенностей старения данной системы представляет особый интерес. В работе [39] изучали процесс старения МКМ на основе матричного алюминиевого сплава состава Al–6,2%Zn–2,5%Mg–1,7%Cu (типа сплава марки 7010). Композиционный материал и алюминиевый сплав изготавливали по порошковой технологии – смесь порошков подвергали механическому легированию в аттриторе типа Szegvari с использованием поверхностно-активного вещества – стеариновой кислоты. После 24 ч обработки гранулы дегазировали в течение 2 ч при 200°С в вакууме с давлением 1,3·10^-6 ат (~1,3·10^-7 МПа), затем подвергали холодному компактированию при давлении 75 МПа. Последующая деформационная обработка заключалась в горячем компактировании в вакууме с давлением 1,3·10^-7 ат (~1,3·10^-8 МПа) при температуре 565°С и давлении 110 МПа либо экструзии на стотонном прессе при температуре 585°С и коэффициенте вытяжки 14:1. Термическую обработку проводили по режиму: выдержка при температуре 500°С в течение 3 ч, закалка в воде, старение при температуре 175°С.

Для оценки влияния частиц карбида кремния на процесс дисперсионного твердения композиционного материала проводили измерение микротвердости матрицы на образцах сплава марки 7010 и МКМ составов 7010–10%SiC и 7010–20%SiC. Результаты представлены на рис. 13. Установлено, что пиковые значения твердости МКМ достигаются значительно раньше, чем у алюминиевого сплава, причем чем больше  содержание карбида кремния, тем быстрее происходит процесс старения. Для МКМ состава 7010–10%SiC оптимальное время старения составляет 16 ч, для состава 7010–20%SiC: 14 ч.

Рис. 13. Измерение микротвердости матричного сплава марки 7010 (Ο) и композиционных материалов 7010–10%SiC (×) и 7010–20%SiC (▲) от продолжительности старения

В работе [40] в качестве матричного использовали сплав марки 7090 (состав Al–10,0%Zn–3,6%Mg–1,8%Cu–0,36Zr–0,15%Ni) и частицы карбида кремния размером 5 мкм. Содержание SiC в МКМ составляло 20%. Заготовки получали с использованием технологии распыления (spray co-deposition) c последующей экструзией при температуре 420°С и коэффициентом вытяжки 20.

Исследование структуры показало, что в образцах после экструзии помимо твердого раствора алюминия и карбида кремния присутствует фаза MgZn₂. В сплавах системы Al–Zn–Mg–Сu механические характеристики могут быть значительно повышены за счет полного растворения избыточных фаз во время отжига [41], однако слишком высокие температуры приводят к пережогу и деградации механических свойств.

Для более полного изучения процесса отжига под закалку образцы композиционного материала отжигали при температурах 480–500°С в течение 0,5–2 ч и закаливали в воде. Результаты представлены в табл. 3. Композиционный материал, отожженный при температуре 490°С в течение 1 ч, показал наибольшую прочность.

Таблица 3

Твердость МКМ после отжига и закалки

Отожженные и закаленные по этому режиму образцы подвергали искусственному старению при температуре 120°С в течение 36 ч. Зависимость микротвердости от продолжительности старения представлена на рис. 14, прочностной максимум достигается после 28 ч. Прочность измеряли на образцах, термообработанных по двум различным режимам:

– отжиг при 490°С в течение 1 ч, закалка в воде, старение при 120°С в течение 28 ч;

– отжиг при 470°С в течение 1 ч+отжиг при 490°С в течение 1 ч, закалка в воде, старение при 120°С в течение 28 ч.

Рис. 14. Зависимость микротвердости от продолжительности старения композиционного материала после отжига и закалки

Свойства образцов приведены в табл. 4.

Таблица 4

Механические свойства образцов МКМ

Следует отметить, что предел прочности образцов МКМ несколько ниже, чем у матричного сплава (818 МПа), а модуль упругости значительно выше (72 ГПа) [42]. Образцы композиционного материала, отожженные под закалку по двухступенчатому режиму, показали более высокие прочностные характеристики, что объясняется более полным растворением легирующих элементов и эффектом от таких легирующих добавок, как Ni, Zr и др. Как правило, неравновесные эвтектические фазы в сплавах системы Al–Zn–Mg–Сu состоят из следующих фаз: α(Al)+T(AlZnMgCu), α(Al)+T(AlZnMgCu)+S(Al₂CuMg), α(Al)+η(MgZn₂)+T(Al₂Mg₃Zn₃) или α(Al)+η(MgZn₂)+T(Al₂Mg₃Zn₃)+S(Al₂CuMg) [43]. Для высокопрочного сплава марки 7090 с повышенным содержанием цинка составляющие эвтектической фазы могут быть более сложными. В процессе отжига под закалку эвтектические фазы, как правило, растворяются в определенной последовательности – например, сначала происходит растворение фазы η(MgZn₂), затем фазы T(Al₂Mg₃Zn₃), после повышения температуры нагрева под закалку происходит растворение остальных фаз. Эксперименты показали, что двухступенчатый отжиг позволяет избежать пережога и реализовать более полное растворение фаз.

Такие легирующие элементы, как Zr и Ni, могут образовывать интерметаллидные соединения во время отжига под закалку. Это можно объяснить тем, что процесс быстрого охлаждения способствует повышенной неравновесной концентрации легирующих элементов в твердом растворе алюминия. Отжиг сплава, подвергшегося быстрому охлаждению, способствует выделению вторичных фаз, а не их растворению [44]. В работе [45] высказано предположение, что осаждение промежуточных фаз на интерметаллидных частицах ухудшает механические свойства сплава, поскольку уменьшает концентрацию легирующих элементов в твердом растворе и, соответственно, объемную долю дисперсионных фаз, выделяющихся во время старения. Таким образом, основная цель первой ступени двухступенчатого отжига – равномерное распределение атомов циркония, никеля и измельчение интерметаллидных соединений на границе зерен, что предотвратит выделение вторичных фаз во время второй ступени отжига.

Выводы

На основании научно-технических литературных данных можно сделать вывод о том, что кинетика старения металлических композиционных материалов отличается от кинетики старения алюминиевых сплавов – она обусловлена строением микроструктуры МКМ и характеризуется следующими особенностями: пиковые показатели твердости и прочности МКМ достигаются за более короткое время; количество частиц, выделившихся в результате дисперсионного твердения, также как и кинетика старения, зависит от содержания армирующего компонента; возможно изменение последовательности стадий дисперсионного твердения и фазового состава матричного материала по сравнению с исходным алюминиевым сплавом.

Наиболее изученной с точки зрения процессов термической обработки является система Al–Cu–Mg–SiC. Максимальный прирост прочностных свойств в МКМ достигается за 4–10 ч старения (против 11–15 ч для алюминиевых сплавов данной системы). В структуре МКМ после старения присутствуют типичные для алюминиевого сплава дисперсионные фазы – Al₂Cu и Al₂CuMg. В низколегированном МКМ состава 2014–0,5%SiC помимо типичных фаз были обнаружены фазы Al₅Cu₂Mn₃, Т(Al₂₀Cu₂Mn₃), σ(Al₅Cu₆Mg₂) и Ω(Al₂Cu). Установлено, что во время технологических процессов и термической обработки взаимодействия матрицы с армирующим компонентом не происходит, в основном граница раздела представляет собой «чистую» полукогерентную область.

Для МКМ на основе алюминиевого сплава с магнием, кремнием и медью, содержащего 3%SiC, пик старения достигается за 5 ч, в то время как для матричного сплава – за 10–12 ч. Основной упрочняющей фазой, обеспечивающей эффект дисперсионного твердения, является фаза Mg₂Si. В МКМ данной системы на границе раздела «матрица–упрочнитель» происходит активное взаимодействие магния с оксидной пленкой, присутствующей на частицах армирующего компонента, с образованием соединения MgAl₂O₄. Образование шпинели благоприятно влияет на усиление связи на границе раздела, однако способствует снижению концентрации магния в твердом растворе и, соответственно, уменьшению эффекта дисперсионного твердения. Поэтому для МКМ данной системы рекомендуется повышенное содержание магния по сравнению с матричным алюминиевым сплавом, минимальные температура и продолжительность выдержки технологических операций.

Для высокопрочных МКМ системы Al–Zn–Mg–Cu–SiC также характерна ускоренная кинетика старения. Для МКМ, содержащих 10 и 20% SiC, максимальные значения механических характеристик достигаются за 10–14 ч, в то время как для матричного алюминиевого сплава – в течение суток. Поскольку сплавы системы Al–Zn–Mg–Сu являются высоколегированными алюминиевыми сплавами, то для МКМ на их основе рекомендуется двухступенчатый отжиг под закалку, который способствует более полному растворению основных легирующих элементов и увеличивает эффект дисперсионного твердения.

Работа выполнена в рамках гранта Российского научного фонда (Проект №А-73-10328).