УДК
669.35
DOI
10.18577/2307-6046-2026-0-8-122-137
версия в формате pdf (1.41 МБ)
Цитирование
Патрушев А.Ю., Вахрушева И.О. Современное состояние и тенденции развития дисперсно-упрочненных медных сплавов (обзор) // Труды ВИАМ. 2026. № 8 (162). С. 122-137. URL: https://www.viam-works.ru. DOI: 10.18577/2307-6046-2026-0-8-122-137.

Современное состояние и тенденции развития дисперсно-упрочненных медных сплавов (обзор)

Патрушев А.Ю., Вахрушева И.О.
Аннотация

В условиях интенсивного развития атомной энергетики, силовых установок для аэро- и космической отраслей, электроники возрастают требования к конструкционным материалам. Одно из таких требований – обеспечение работоспособности материалов и изделий из них и сохранение их функциональных свойств, в первую очередь тепло- и электропроводности в условиях длительного воздействия тепловых и механических нагрузок. С помощью дисперсно-упрочненных медных сплавов, в которых упрочнение достигается за счет введения в матрицу наноразмерных термостабильных частиц оксидов, боридов и др., решают эту проблему.

Ключевые слова
медные нанокомпозиты, дисперсное упрочнение, механическое легирование, внутреннее окисление, оксидно-дисперсное упрочнение, электропроводность, термостабильность

Введение

Эффективный метод увеличения срока службы оборудования ‒ производство новых материалов, обладающих расширенным набором физико-механических свойств. Это обуславливает необходимость разработки новых производственных процессов для получения материалов и готовых изделий из них. В настоящее время значительную долю в производстве материалов нового класса занимают композиционные порошковые материалы. Важное значение имеют работы по созданию материалов этого класса и технологии их получения [1‒4].

Дисперсно-упрочненные сплавы – это металломатричные композиты (ММК), упрочнение которых достигается за счет введенных дисперсных частиц (наполнителя) тугоплавких соединений ‒ например, оксидов, карбидов, нитридов и др. При этом важно, чтобы наполнитель не растворялся и химически не взаимодействовал с материалом матрицы, образовывая твердые растворы, а также обеспечивалась прочная адгезия на границе раздела фаз и не происходило разрушения по этим границам. Среди множества методов получения ММК особенно выделяют жидкофазные методы. При использовании такого метода выделяют экзогенный процесс, т. е. когда в расплав металла вводят заранее приготовленные дисперсные частицы наполнителя, и эндогенный процесс, при котором в металле образуются неметаллические включения в результате химических реакций [5].

Одно из наиболее перспективных направлений исследований в этой области ‒ разработка композитов на основе меди. Медь обладает отличной электропроводностью и высокой пластичностью, однако применение меди ограничено из-за ее низкой прочности при растяжении, особенно при повышенных температурах. Добавление легирующих элементов – наиболее эффективный и практичный способ улучшения механических свойств. Однако наличие примесей обычно негативно влияет на электро- и теплопроводность меди и сплавов на ее основе. В настоящее время оксидно-дисперсное упрочнение позволяет достичь высоких значений механических свойств материала, в том числе при повышенных температурах, при удовлетворительных показателях тепло- и электропроводности. Поддержание равномерного распределения и размера дисперсных частиц более важно для прочности, чем их объемная доля.

Среди различных дисперсно-упрочняющих частиц можно выделить оксиды (например, Al2O3, Y2O3, Cr2O3, ZrO2, SiO2), обладающие высокой температурой плавления, хорошей термической стабильностью и высокой твердостью.

Теоретические основы при разработке металломатричных материалов

Как правило, повышение предела текучести (σт), а вместе с ним предела прочности (σв) и твердости металлических материалов в основном связано с упрочнением границ зерен по механизму Холла‒Петча, упрочнением твердым раствором и дисперсным упрочнением по механизму Орована. Перечисленные механизмы упрочнения аддитивны, т. е. их вклады в конечные свойства материала суммируются.

Границы зерен препятствуют перемещению дислокаций и являются местом повышенной концентрации примесей, поэтому уменьшение размера зерна, а следовательно, увеличение количества границ зерен в объеме приводит к возрастанию прочностных характеристик металла. Зависимость предела текучести от размера зерна (d) можно выразить через уравнение Холла‒Петча. Однако авторы работы [6] приходят к выводу, что это уравнение справедливо для систем с размером зерна ≥20 нм:

$$ \sigma_т = \sigma_0 + Kd^{-1/2}, $$

где σ0 – напряжение, характеризующее сопротивление пластической деформации со стороны кристаллической решетки и дефектов решетки, препятствующих движению дислокаций (для меди это напряжение составляет от 20 до 25 МПа [7]); K – коэффициент Холла‒Петча (для меди составляет 0,19 МПа·м1/2).

Дисперсное упрочнение по механизму Орована определяется формулой

$$ \sigma_{OP} = \sigma_0 + \frac{0,42 \cdot \text{MGb}}{\pi d_p \sqrt{1-\nu}} \cdot \frac{\ln\left(\frac{\pi d_p}{8b}\right)}{\left(\sqrt{\frac{3\pi}{4f_v} - \frac{\pi}{4}}\right)}, $$

где М – фактор Тейлора (ориентационный множитель поликристалла, равный для меди 3,06 [8]); G – модуль сдвига (равный для меди 47,7 ГПа [9]); b – вектор Бюргерса (0,256 нм [9]); dp – средний диаметр дисперсных частиц, нм; υ – коэффициент Пуансона (равный для меди 0,3 [10]); fv – содержание дисперсных частиц в объеме, %.

В существенно деформированном материале предел текучести увеличивается за счет накопления дислокаций. Эффект дислокационного упрочнения можно выразить через соотношение Бейли–Хирша:

$$ \sigma_{\text{дис}} = \sigma_0 + M\alpha Gb\sqrt{\rho}, $$

где α – коэффициент дислокационного упрочнения (для меди составляет 0,26); ρ – плотность дислокаций.

Ориентировочную плотность дислокаций (ρ), которые в большом количестве содержатся в существенно деформированных металлах с малоугловыми границами зерен (<15 градусов) [11], можно вычислить по формуле

$$ \rho = \frac{3(1-f)\theta}{bL}, $$

где θ – среднее значение дезориентации зерен, градус; f – доля общего числа большеугловых границ зерен, %; L – среднее расстояние между границами зерен.

Проведенные в работах [9, 12, 13] теоретические расчеты прочности ММК и полученные экспериментальные данные имели погрешность <20 %, что указывает на возможность аддитивного расчета вкладов соответствующих механизмов упрочнения для оценки прочности материалов Cu–Me3O5.

Комплексная проблема, включающая материаловедческие и технологические задачи, которая оказывает основное влияние на физико-механические свойства материала, состоит в обеспечении равномерного распределения дисперсных частиц во всем объеме матрицы. Так, оксид алюминия, обладая плотностью в >2,5 раза меньшей, чем медь, в процессе изготовления ММК вытесняется жидкой медью к поверхности расплава, из-за чего наблюдается неоднородность структуры композитов.

В работе [14] рассмотрены три способа изучения распределения Al2O3 в объеме матрицы. Поскольку размеры дисперсных частиц очень малы по сравнению с их взаимными расстояниями, то их считают точечными объектами, а для анализа распределения используют центроиды. Первый метод подсчета квадрантов – наиболее простой в реализации, но менее чувствительный к текстуре материала. Второй метод – полигональный или тесселяции Вороного. После построения многогранников, центрами которых являются дисперсные частицы, вычисляют их площади. Если значения площади многогранников приблизительно одинаковые – значит, дисперсные частицы расположены равномерно (упорядоченно). Третий метод – расчет междисперсоидного расстояния как физической характеристики и его частный случай – функция распределения сферического контакта. Его суть заключается в построении сферы (окружности на плоскости) из любой точки в материале до ее пересечения с частицей оксида. Радиус сферы (окружности) – это расстояние от данной точки до ближайшей частицы.

В общем виде технологический процесс изготовления ММК в данном случае заключается в механическом смешивании двух готовых компонентов: порошка меди и упрочнителя (рис. 1). Главная техническая проблема экзогенного метода связана со склонностью к агломерации дисперсоидов, слабой межфазной связью и образованием пустот.

Рис. 1. Технологическая схема экзогенного метода изготовления металломатричных композитов (СЛС – селективное лазерное сплавление)

 

В работе [15] методом кручения под высоким давлением получен ультрамелкозернистый композит Cu–1 % (по массе) Al2O3 с использованием меди и нанопорошка Al2O3. Прочность при разрыве и пластичность повышаются (по сравнению с упрочнением при комнатной температуре), когда композит Cu–1 % (по массе) Al2O3 консолидируют при повышенной температуре. Получена прочность при разрыве 1077±40,9 МПа, если этот композит сначала подвергался кручению под высоким давлением с последующей термообработкой.

В работе [16] ММК состава Cu–5 % (объемн.) Al2O3 получали путем измельчения порошков Cu и Al2O3 с последующим смешиванием и компактированием. Заготовки подвергали нагреву при 900 °С и формованию (экструзия) в среде аргона.

Механическое легирование [17], в процессе которого частицы подвергаются многократной деформации, сварке и разрушению, позволяет выбирать состав сплава без учета пределов растворимости в жидком или твердом состояниях, тем самым значительно расширяя возможности выбора дисперсоидов. Размер частиц оксида зависит от химического состава сплава и условий термообработки и может изменяться – например, увеличиваться при высоких температурах.

При использовании соответствующих легирующих добавок можно получить более мелкие частицы оксида – например, добавление титана для получения частиц Al2O3 в сплавах системы Cu–Al. Предполагается, что осаждение оксида TiO2 на границе раздела Al2O3–Cu вызывает измельчение оксида путем адсорбции атомов титана на поверхности растущих зародышей Al2O3.

При нагреве смеси порошков меди и лигатуры системы Cu–Al–ZnO происходит экзотермическая реакция с образованием алюминиевой бронзы [18], причем алюминий применяется не в качестве прекурсора для образования Al2O3, а обеспечивает растекание и равномерное распределение по границам зерен ZnO.

Эндогенный метод получения композиционных материалов на медной основе

За рубежом медные сплавы, не поддающиеся термической обработке, с дисперсным упрочнением частицами оксида алюминия изготавливают под брендом GlidCop. Существует несколько марок таких материалов (Al-15, Al-25, Al-60) с различным содержанием дисперсных частиц, сочетающих высокие тепло- и электропроводность, жаростойкость и др.

В настоящее время промышленное производство композитов Cu–Al2O3 с внутренним окислением осуществляется по следующей технологической схеме: порошок системы Cu–Al изготавливают путем распыления водой или газом, смешивают с окислителем (обычно применяют оксид Cu2O) и подвергают термообработке в контейнере при температурах от 800 до 1000 °С, затем полученные агломераты измельчают и восстанавливают в среде водорода, после чего проводят прессование (если требуется – дополнительно горячую экструзию и т. п.) с последующей деформацией [19].

Внутреннее окисление и восстановление, как правило, проводят раздельно для обеспечения полного восстановления, а для уменьшения окисления меди в процессе горячей экструзии используют герметичные системы. Однако у этой технологии имеются недостатки, такие как сложность процесса и длительный производственный цикл, что приводит к высокой стоимости производства (рис. 2).

Рис. 2. Технологическая схема эндогенного метода изготовления металломатричных композитов (СЛС – селективное лазерное сплавление, ГИП – горячее изостатическое прессование)

 

В результате контролируемых реакций, происходящих между компонентами материалов в объеме при приготовлении ММК или в результате термохимической обработки (более известный как процесс in situ), синтезируются упрочняющие фазы. Основную реакцию с использованием оксида меди (I) можно выразить в следующем виде: 3Cu2O + 2Al → Al2O3 + 6Cu.

В настоящее время дисперсно-упрочненные медные сплавы, полученные в результате процессов внутреннего окисления, – наиболее экономически выгодные и доступные сплавы.

В случае с методом in situ важным аспектом является тот факт, что образующиеся дисперсные тугоплавкие наночастицы препятствуют движению субзерен или границ зерен, благодаря чему значительно повышаются значения прочности при сохранении высокой электропроводности [20, 21]. Однако получение крупногабаритных изделий с одинаковой концентрацией дисперсных частиц по всему объему весьма затруднительный процесс, который, как правило, требует дополнительного передела заготовок [22]. В работе [23] сообщается, что алюминий не успевает полностью окислиться за короткое время, а увеличение времени ведет к переконденсации уже образованных оксидов Al2O3 (оствальдовское созревание). Частично решить эту проблему можно дополнительным механическим легированием в планетарной мельнице, полученные порошки обладают ламинарной микроструктурой.

Образование оксидов в системе Cu–Me в результате диффузии молекул кислорода описано в работе [24] и возможно при следующем условии:

$$ c_0D_0 > c_{Me}D_{Me}, $$

где c0 и cMe – концентрации кислорода и металла соответственно; D0 и DMe – коэффициенты диффузии кислорода и металла соответственно.

При этом глубина диффузии (θ) молекул кислорода с образованием оксидов рассчитывается по формуле

$$ \theta^2 = 2 \left( \frac{c_0D_0}{c_{Me}D_{Me}} \right) t, $$

где t – продолжительность диффузии.

Способ изготовления сплава оказывает существенное влияние на морфологию и распределение оксидов Cu2O. Считается, что существование оксидов в сплаве возможно в двух случаях: когда исходные оксиды, т. е. порошки окислителя (Cu2O), не подвергались восстановлению или когда вторичные оксиды образуются в результате реакции между медью и кислородом во время термической обработки.

После термической обработки микроструктура образцов представляет собой бимодальную зернистую структуру со средним размером зерна ~3 мкм, а угол разориентации зерен <10 градусов. После деформации (холодное волочение или равноканальное угловое прессование) образец приобретает бимодальную мелкозернистую структуру со средним размером зерна 1 мкм [12, 25]. При этом отмечается, что деформация не меняет текстурный состав ММК, а способствует получению характерной для интенсивной пластической деформации структуры.

Как правило, частицы Al2O3 имеют сфероподобную или полосовидную морфологию (рис. 3) и располагаются как по границам зерен меди, так и внутри зерен, а их размер варьируется от 4 до 130 нм. Граница раздела между матрицей (Cu) и дисперсной частицей (Al2O3) является полукогерентной, и такие границы раздела способствуют достижению высокой электропроводности и высоких механических свойств [12].

Рис. 3. Микроструктуры металломатричного композита с Al2O3 [9, 12]

 

При использовании смесей N2/O2 кислород адсорбируется на поверхности капли расплава с возможным образованием химической связи на ее поверхности или в объеме [24]. При этом расплав CuAl, обладая в 2 раза большей плотностью, чем оксид алюминия, стремится вытолкнуть частицы Al2O3 к поверхности капли, образуя оксидную пленку. Она может быть разрушена, если располагающийся под ней расплав находится в жидком состоянии. В этом случае участки, не покрытые пленкой, становятся доступными для образования новых химических связей. После затвердевания оксидная пленка фиксируется и дальнейший ее рост ограничивается диффузией кислорода и алюминия в твердом состоянии. Образование Al2O3 связано с большим изменением энтальпии (‒967 кДж/моль при 1200 °С).

В работах [9, 16, 26] авторы проводили исследования по термической стабильности ММК системы Cu‒Al2O3 и определению их физико-механических свойств при высоких температурах. При сравнении снимков микроструктуры до и после термообработки (вплоть до 1000 °С) установлено, что размер зерна медной матрицы, который в исходном состоянии составлял ~1 мкм, практически не изменился. Для оценки возможного роста дисперсоидов обрабатывали изображения, полученные с помощью просвечивающей электронной микроскопии. В исходном образце дисперсоиды Al2O3 размером <50 нм составляли 45,8 % от общего числа, а размером от 50 до 150 нм: 29,4 %, остальной объем – более 150 нм. С повышением температуры термообработки до 1000 °С объемная доля частиц с размером <50 нм уменьшилась до 12,8 %, а доля частиц от 50 до 150 нм увеличилась до 53,0 %. Средний размер дисперсоидов после термообработки при 400 °С составил 81,7 нм, а при 1000 °С увеличился до 96,3 нм. Напротив, наблюдается противоположная тенденция по изменению плотности Al2O3 в объеме. Так, в исходном состоянии она составляла ~(6,2·1019) м‒3. По мере того, как температура термообработки достигла 1000 °С, плотность непрерывно снижалась до 3,6·1019 м‒3.

Наличие стабильных дисперсоидов эффективно блокирует процессы возврата и движения дислокаций вплоть до температуры 1000 °С. Частицы не растворяются в матрице, а лишь медленно коагулируют. К аналогичному выводу приходят авторы в работе [27], проводившие исследования ММК состава Cu‒0,12 % (по массе) Al2O3 после отжига при температуре 900 °С. При этом отмечается, что при температуре >1000 °С может проходить процесс полиморфного превращения α-, γ-, θ-Al2O3.

Примечательно, что для ММК системы Cu‒Al2O3 наблюдается снижение пластичности при повышенных температурах из-за хрупкого разрушения по границам зерен матрицы, на которых располагаются крупные частицы дисперсоидов, которые, в свою очередь, являются концентраторами напряжений. Значение твердости при этом уменьшается не более чем на 15 %. Зависимости механических свойств ММК от температуры испытаний представлены на рис. 4.

Рис. 4. Механические свойства материала системы Cu‒Al2O3 в зависимости от температуры испытаний

 

Таким образом, ММК системы Cu‒Al2O3 демонстрирует высокое сопротивление высокотемпературному отжигу и является предпочтительным материалом для применения в условиях длительного воздействия высоких температур, где требуется стабильность микроструктуры и устойчивость к рекристаллизации.

Мелкие частицы оксида алюминия, полученные в матрице методом внутреннего окисления, имеют размер от 4 до 25 нм и классифицируются авторами в работах [28, 29] как нанокомпозиты. Увеличение содержания оксида алюминия приводит к повышению термо- и коррозионной стойкости материала, что объясняется авторами как результат уменьшения диффузии кислорода и продуктов разложения в объеме композита вследствие присутствия наноразмерных частиц Al2O3.

Металломатричные композиты на основе медной матрицы, армированные наночастицами диоксида циркония, изготовлены методом in situ в объеме жидкого сплава системы Cu–Zr. Сплав Cu–1 % (по массе) Zr окисляли при температуре ликвидус в среде азота, благодаря чему размер частиц ZrO2 варьировался от 1 до 20 нм [30]. В этой работе построена модель, согласно которой диффузия атомов кислорода затруднена из-за образования медной оболочки на частицах ZrO2, тем самым подавляется их дальнейший рост.

Редкоземельные оксиды (La2O3, Y2O3 и др.) – эффективная упрочняющая фаза в ММК, которая сочетает термическую стабильность с хорошей межфазной связью с медью и значительно повышает износостойкость материалов [31, 32].

Углеродсодержащие упрочняющие фазы

Образование карбидных частиц кинетически аналогично образованию оксидов при внутреннем окислении. Однако скорость роста карбидов в зависимости от температуры значительно меньше, чем у оксидов, а агломерации карбидов не наблюдается [17]. Однако это утверждение верно до определенных значений для конкретных карбидов. Так, в ММК, армированном 2 % (по массе) WC, уже наблюдается частичная агломерация [33].

В работе [34] в качестве дисперсоидов применялись аморфные наночастицы карбида бора (средний диаметр ~47 нм, объемная доля ‒ до 12 %), полученные путем смешивания порошков Cu, B и C. Аморфные наночастицы B4C образуются в результате плавления и фрагментации при лазерном селективном сплавлении, которое сопровождается быстрым затвердеванием расплава с протекающим процессом in situ. Наноразмерные аморфные фазы препятствуют дислокациям по механизму Орована, благодаря чему получены высокие значения пределов прочности и текучести.

При производстве композитов системы Cu–SiC важно учитывать растворение SiC в меди при нагреве с выпадением углерода в осадок, поэтому температура спекания порошков для получения плотного изделия с микротвердостью 3,63 ГПа и теплопроводностью 223 Вт/(м·К) должна составлять 850 °С [35].

Карбид титана при условном смачивании медью (краевой угол смачивания 85–90 градусов) частично растворяется в меди, чего не наблюдается с оксидом алюминия (краевой угол смачивания 110–117 градусов). В этой связи применение TiC в ММК, работающих на трение-износ, более перспективно, чем оксида Al2O3 [36].

Для повышения прочности композита в медную матрицу могут быть добавлены некоторые элементы, такие как Cr, Zr, Mn, Al и другие для образования твердого раствора. Так, в работах [37–39] при создании композитов использовали порошок Ti2AlC, который смешивали с порошком меди и спекали под давлением. В процессе спекания частицы Ti2AlC активно реагируют с медью. Атомы алюминия в процессе разложения Ti2AlC постепенно диффундируют в медную матрицу, образуя твердый раствор Cu(Al) и карбид TiC0.5. Дисперсное упрочнение частицами TiC0.5 и упрочнение твердым раствором Cu(Al) одновременно повышают твердость материала. Границы раздела между частицами TiC0.5 и медной матрицей обладают хорошими смачиваемостью и адгезией, а также оказывают упрочняющее воздействие на прочностные характеристики при растяжении.

Благодаря способности объединять высокие механические свойства с хорошей электро- и теплопроводностью, малым коэффициентом теплового расширения, композиты на медной основе, упрочненные наноструктурами углерода (углеродные нанотрубки, наноалмазы, фуллерены, графен), входят в число наиболее многообещающих материалов [40, 41]. Однако для максимального использования потенциала при разработке ММК системы «медь–наноструктурный углерод» требуется решение ряда задач, таких как обеспечение однородной дисперсии в композите, улучшение межфазного сцепления и поддержание высокотемпературной стабильности в процессе эксплуатации [42].

Фуллерен С60 в количестве ≤2 % (по массе), который применялся при изготовлении ММК механическим смешиванием, увеличивает твердость до 159 НВ, однако значение теплопроводности составляет 143 Вт/(м·К) или 43 % от значения для чистой меди. Метод изготовления ММК с дендритной структурой, который заключается в смешивании фуллереновой сажи с поверхностно-активным веществом и диспергировании в водном растворе Cu(NO3)2 с последующей термообработкой, позволяет достичь значения твердости до 115 НВ и теплопроводности 330 Вт/(м·К), что составляет 82,5 % от значения для чистой меди. Это объясняется эффективным теплопереносом по сети границ зерен, которые обеднены углеродом [43]. При содержании сажи до 10,5 % (объемн.) авторы работы [44] получили композит с относительной плотностью 98,5 % и равномерным распределением углерода без агломератов, при этом теплопроводность композита выше, чем у чистой меди, и составляет 332 Вт/(м·К).

Моноатомный двумерный дисперсоид, т. е. графен (Gr), использовался для изготовления ММК в работах [45–48]. Основные проблемы при изготовлении композитов системы Cu–Gr связаны с неравномерным распределением графена в металлической матрице, отсутствием прочных химических связей между ними и деградацией структуры графена. Основной метод получения таких ММК – создание пленки из графена на медном (сплаве меди) порошке (методы химического (CVD) и электростатического осаждения и др.) с последующей термообработкой. Наряду с высокими значениями механических свойств и теплопроводности (396 Вт/(м·К)) графеновая пленка служит хорошим барьером от коррозии меди.

Углеродные нанотрубки (CNT) [49] благодаря высоким значениям прочности и модуля упругости обладают большим потенциалом для создания ММК на основе меди. Однако при их производстве возникают трудности: агломерация нанотрубок и слабая межфазная связь. Частично решить данную проблему возможно благодаря введению в состав металлической матрицы титана, который частично растворяется в объеме и образует карбид TiC, обеспечивая тем самым прочную химическую связь.

В таблице представлены основные физико-механические свойства ММК на медной основе с различными упрочнителями.

Физико-механические свойства ММК на медной основе
СплавТвердость HVσвσтδ, %Электропроводность, % IACSЛитературный источник
МПа
Cu-Al2O3: экзогенный эндогенный80–320 69–77 (HRB)250–1077 404–560– 348–4283–15 4,1–18,155–85 84,0–94,1[15], [16] [12], [13], [19], [22]
Cu–ZrO287–102–––93[30]
Cu–La2O3105328262–89,5[31]
Cu–B4C–10367299,7–[34]
Cu–TiB2432–893––[50]
Cu–Cr–TiB2491–997––[37]
Cu(Al)–TiC0.512434931718,877,9[47]
Cu–Ag/Gr*–34218547,385,2 
Cu–Gr–25710346,098,5[49]
Cu–Ti/CNT**86–100260–350150–19015–25–[49]
* Gr – графен.
** CNT – углеродные нанотрубки.

Заключения

Проведенный анализ современного состояния исследований в области дисперсно-упрочненных композитов на медной основе показал, что данный класс материалов востребован среди конструкционных и функциональных материалов благодаря сочетанию высокой прочности, термической стабильности и электропроводности. Представленные в обзоре данные позволяют сформулировать следующие выводы:

  • эндогенный метод (in situ), основанный на внутреннем оксидировании, обеспечивает формирование наноразмерных упрочняющих частиц, равномерно распределенных в матрице, что позволяет достичь высоких физико-механических и эксплуатационных показателей;
  • основной вклад в упрочнение ММК вносят зернограничное упрочнение по механизму Холла–Петча и дисперсно-дислокационное упрочнение по механизму Орована. Расчет этих механизмов дает возможность прогнозировать свойства на этапе проектирования структуры ММК;
  • традиционные оксидные системы демонстрируют наилучшее сочетание термостабильности и электропроводности. Карбидные дисперсоиды и углеродные наноструктуры (графен, фуллерены, нанотрубки) перспективны для износостойких и требующих высоких прочностных характеристик материалов, однако требуются решения проблем с равномерным распределением упрочняющей фазы;
  • перспективными направлениями в области дисперсно-упрочненных медных сплавов являются: разработка гибридных технологий, включающих внутреннее оксидирование и механическое легирование; применение технологий для получения мелкозернистой микроструктуры; расширение номенклатуры упрочняющих фаз.

Работа выполнена при поддержке ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

Список источников
  1. Гололобов А.В., Няфкин А.Н., Жабин А.Н. Аспекты формирования структуры дисперсно-упрочненного металлического композиционного материала, полученного на основе стружки и порошка алюминиевого коррозионностойкого сплава // Труды ВИАМ. 2021. № 12 (106). С. 39–46. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 16.03.2026). DOI: 10.18577/2307-6046-2021-0-12-39-46.
  2. Певчев Д.И., Горбовец М.А., Рыжков П.В., Курбаткина Е.И. Исследование характеристик прочности диспресноупрочненного металлического композиционного материала марки ВКМ22 // Труды ВИАМ. 2021. № 2 (96). С. 30–38. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 16.03.2026). DOI: 10.18577/2307-6046-2021-0-2-30-38.
  3. Худнев А.А., Батиенков Р.В., Большакова А.Н., Дворецков Р.М. Исследование особенностей консолидации порошковых дисперсно-упрочненных композиционных материалов на основе молибдена с применением искрового плазменного спекания // Труды ВИАМ. 2022. № 3 (109). С. 64–74. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 16.03.2026). DOI: 10.18577/2307-6046-2022-0-3-64-74.
  4. Каблов Е.Н., Щетанов Б.В., Большакова А.Н., Ефимочкин И.Ю., Щербаков Е.М. Ниобий, армированный волокнами α-Al2O3. Часть 1. Двухкомпонентные композиции // Авиационные материалы и технологии. 2021. № 3 (64). С. 58–77. URL: http://www.journal.viam.ru (дата обращения: 12.03.2026). DOI: 10.18577/2713-0193-2021-0-3-58-77.
  5. Кулик В.И., Нилов А.С. Композиционные материалы с металлической матрицей: учеб. пособие. СПб.: Балт. гос. техн. ун-т, 2020. 69 с.
  6. Cheng S., Ma E., Wang Y. et al. Tensile properties of in situ consolidated nanocrystalline Cu // Acta materialia. 2005. Vol. 53. No. 5. P. 1521–1533. DOI: 10.1016/j.actamat.2004.12.005.
  7. Gao Z., Hao Yu., Geng D. et al. Effects of zirconium addition on the material properties and microstructure of ODS-Cu alloys // Journal of alloys and compounds. 2022. Vol. 899. Art. 163328. DOI: 10.1016/j.jallcom.2021.163328.
  8. Zeng H., Sui H., Wu Sh., Kiu J. Evolution on the microstructure and properties of a Cu-Cr-(Mg) alloy upon thermomechanical treatment // Journal of alloys and compounds. 2021. Vol. 857. Art. 157582. DOI: 10.1016/j.jallcom.2020.157582.
  9. Zhang X., Yuan Y., Zhao S. et al. Microstructure stability, softening temperature and strengthening mechanism of pure copper, CuCrZr and Cu-Al2O3 up to 1000 °C // Nuclear materials and energy. 2022. Vol. 30. Art. 101123. DOI: 10.1016/j.nme.2022.101123.
  10. Peng L., Xie H., Huang G. et al. The phase transformation and strengthening of a Cu-0,71 wt% Cr alloy // Journal alloy compounds. 2017. Vol. 708. P. 1096–1102. DOI: 10.1016/j.jallcom.2020.157582.
  11. Luo P., McDonald D.T., Xu W. et al. A modifiled Hall-Petch relationship in ultrafine-grained titanium recycled from chips by equal channel angular pressing // Scripta materialia. 2012. Vol. 66. P. 785–788. DOI: 10.1016/j.scrriptamat.2012.02.008.
  12. Feng X. Microstructure and properties of Cu-0,4 wt.% Al2O3 composites fabricated by hot extrusion and cold drawing // Journal of materials engineering and perfomance. 2022. Vol. 31. No. 2. P. 1241–1249. DOI: 10.1007/s11665-021-06247-5.
  13. Yu Ya., Liu Yo., Teng Ya. et al. Effect of composite plastic deformation technologies on the microstructure evolution and properties of Cu-0.3wt%Al2O3 dispersion-strengthened copper alloy // Journal of materials engineering and perfomance. 2025. Vol. 34. No. 17. P. 19302–19311. DOI: 10.1 1007/s11665-024-10561-z.
  14. Besterci M., Kohutek I., Velgosova O. Microstructural parameters pf dispersion strenghened Cu-AlO materials // Journal of materials science. 2008. Vol. 43. No. 3. P. 900-905. DOI: 10/1007/s10853-007-2227-0.
  15. Depeng Sh., Gao P., He Yu. et al. A Cu-AlO composite with ultrahigh tensile strength prepared by high-pressure torsion // Journal of materials engineering and performance. 2022. Vol. 31. No. 6. P. 1-6. DOI: 10.1007/s11665-022-06936-9.
  16. Zhou D., Zhang D., Kong Ch. et al. Grain and nanoparticle coarsening of an ultrafine structured Cu-5vol.%AlO nanocomposite during isochronal annealing // Journal Alloy and Compounds. 2015. Vol. 645. DOI: 10.1016/j.jallcom.2015.04.106.
  17. Groza J. Heat-resistant dispersion-strengthened copper alloys // Journal of materials engineering and performance. 1992. Vol. 1. P. 113-121. DOI: 10.1007/BF02650042.
  18. Gordeev Yu.I., Abkaryan A.K., Surovtsev A.V., Lepeshev A.A. Investigation into the peculiarities of structure formation and properties of copper-based powder pseudolayers modified by ZnO and TiN nanoparticle additives // Journal of non-ferrous metals. 2019. Vol. 60. No. 1. P. 68-75. DOI: 10.3103/S1067821219010048.
  19. Cheng F., Yan Z., Wang T. Effects of internal oxidation methods on microstructures and properties of AlO dispersion-strengthened copper alloys // High performance structural materials, Chinese materials conference. 2018. Vol. 1. P. 1-9. DOI: 10.1007/978-981-13-0104-9_1.
  20. Wenting Q., Haowen J., Zhu X. et al. Effect of creep annealing on the dimensional stability of dispersion strengthened copper alloy // Journal Alloy and Compounds. 2021. Vol. 887. Art. 161321. DOI: 10.1016/j.jallcom.2021.161321.
  21. Wang X., Li J., Zhang Ya., Wang Ya. Improvement of interfacial bonding and mechanical properties of Cu-AlO composite by Cr-nanoparticle-induced interfacial modification // Journal of Alloys and Compounds. 2017. Vol. 695. P. 2124-2130. DOI: 10.1016/j.jallcom.2016.11.055.
  22. Ren F., Zhi A., Zhang D. et al. Preparation of Cu-AlO bulk nano-composites by combining Cu-Al alloy sheets internal oxidation with hot extrusion // Journal of Alloy and Compounds. 2015. Vol. 633. P. 323-328. DOI: 10.1016/j.jallcom.2015.02.057.
  23. Zhao Z., Xiao Zh., Li Zh. et al. Characterization of dispersion strengthened copper alloy prepared by internal oxidation combined with mechanical alloying // Journal of materials engineering and performance. 2017. Vol. 26. No. 11. P. 5641-5647. DOI: 10.1007/s11665-017-3010-2.
  24. Ohla K., Muller H.R., Riedle J. Principal considerations for the production of dispersion strengthened copper alloys using spray forming // Spray deposition and melt atomization. Bremen, 2000. Vol. 1. P. 181-190.
  25. Li Ch., Xie Yu., Zhou D., Zeng W. A novel way for fabricating ultrafine grained Cu-4,5 vol.% AlO composite with high strength and electrical conductivity // Materials characterization. 2019. Vol. 155. Art. 109775. DOI: 10.1016/j.matchar.2019.06.017.
  26. Xiang Z.-Q., Li Zh., Lei Q., Xiao Zh. High temperature mechanical behavior of alumina dispersion strengthened copper alloy with high content of alumina // Transactions of nonferrous metals society of China. 2015. Vol. 25. No. 2. P. 444-450. DOI: 10.1016/S1003-6326(15)63622-6.
  27. Li H. Recrystallization behavior of AlO/Cu composite produced by internal oxidation // Rare metal materials and engeneering. 2005. Vol. 34. P. 1039-1042.
  28. Hatakeyama M., Okada K., Sunada S., Sato K. Effect of dispersion particles and precipitates on the corrosion properties of ODS-Cu, Cu-Cr-Zr and Cu-Cr alloys in NaSO4 solutions // Nuclear materials and energy. 2022. Vol. 31. Art. 101159. DOI: 10.1016/j.nme.2022.101159.
  29. Koumoulos E.P., Kartsonakis I., Bakolas A., Charitidis C.A. Nanomechanical properties and thermal decomposition of Cu-AlO composites for FGM applications // Manufacturing review. 2016. Vol. 3. No. 20. DOI: 10.1051/mfreview/2016022.
  30. Xie K., Han Ch., Liu J., Tan Yu. Fabrication of Cu-ZrO2 composites by in situ oxidation of liquid Cu-Zr alloy // Journal of nanoparticle research. 2020. Vol. 22. Art. 80. DOI: 10.1007/s11051-020-04793-y.
  31. Zheng R., Li N. Microstructure and wear properties of Cu-LaO composites prepared by spark plasma sintering // Metals and materials international. 2019. Vol. 27. P. 1103-1112. DOI: 10.1007/s12540-019-00489-8.
  32. Zhuo H., Tang J., Ye N. Strengthening mechanisms of YO dispersion strengthened copper-based composites // Rare metal materials and engineering. 2015. Vol. 44. No. 5. P. 1134-1138. DOI: 10.12442/j.issn.1002-185X.2015.43.10.23162320.
  33. Cug H., Demirtas H., Erden M.A. et al. Influence of nano-WC addition on wear performances of Cu-Ni matrix nanocomposites // Acta physica polonica. 2019. Vol. 135. No. 5. P. 892–894. DOI: 10.12693/APhysPolA.135.892.
  34. Wang G., Zhang Y., Liu J., Wang K. et al. Dispersion hardening using amorphous nanoparticles via additive manufacturing // Nature communications. 2025. Vol. 16. No. 1. Art. 3589. DOI: 10.1038/s41467-025-58893-1.
  35. Никитин Д.С., Шаненков И.И., Насырбаев А., Вымпина Ю.Н. и др. Получение объемных изделий из металломатричного композита Cu-SiC для энергоэффективных теплопроводящих систем // Известия Томского политехнического университета. Инжиниринг георесурсов. 2023. Т. 334. № 7. С. 93–101. DOI: 10.18799/24131830/2023/7/4072.
  36. Peng T., Yan Q., Zhang X., Zhuang Y. Role of titanium carbide and alumina on the friction increment for Cu-based metallic brake pads under different initial braking speeds // Friction. 2021. Vol. 9. No. 6. P. 1543–1557. DOI: 10.1007/s40544-020-0439-3.
  37. Hong J., Zou J., Chen W. Effect of ball milling time on the microstructure and properties of Cu(Al)-TiC0.5 composites // Journal of materials engineering and performance. 2022. Vol. 32. P. 5956–5966. DOI: 10.1007/s11665-022-07521-w.
  38. Yan Y.X., Zou J., Zhang X., Xiao Q. Investigation on microstructure and properties of TiC0.5-Al2O3/Cu composites fabricated by a novel in-situ reactive synthesis // Ceramics international. 2021. Vol. 47. No. 13. P. 18858–18865. DOI: 10.1016/j.ceramint.2021.03.225.
  39. Gao Y.Y., Qiu F., Zou Q., Chu J.G. Controlling the sizes of in-situ TiC nanoparticles for high-performance TiC/Al-Cu nanocomposites // Ceramics international. 2021. Vol. 47. No. 20. P. 28584–28595. DOI: 10.1016/j.ceramint.2021.07.017.
  40. Wang L., Cui Y., Yang S. et al. Microstructure and properties of carbon nanosheet/copper composites processed by particle-assisted shear exfoliation // RSC advances. 2015. No. 5 (25). P. 19321–19328. DOI: 10.1039/C4RA14255A.
  41. Астрединов В.М., Калинин Ю.Е., Панин Ю.В. Упрочнение меди наноуглеродными материалами // Альтернативная энергетика и экология. 2011. № 9 (101). С. 53–56.
  42. Muslim Al M. Sakhi S., Abuzaid W. Synergistic integration of carbon nanotubes in laser powder bed fusion: advancing multifunctional metal additive manufacturing // Journal of materials science. 2025. No. 60 (33). P. 14279–14338. DOI: 10.1007/s10853-025-11175-z.
  43. Bobrynina E.V., Larionova T.V., Koltsova T.S. et al. Preparation, structure and properties of copper-based composites with additions of fullerenes and fullerene soot // Metal science and heat treatment. 2020. Vol. 62. No. 1. P. 70–75. DOI: 10.1007/s11041-020-00514-3.
  44. Koltsova T., Bobrynina E., Vozniakovskii A. et al. Thermal conductivity of composite materials copper-fullerene soot // Materials. 2022. No. 15. Art. 1415. DOI: 10.3390/ma15041415.
  45. Gao H., Hongyan Yu., Erjun G. et al. Mechanical properties and thermal conductivity of graphene rein-forced copper matrix composites // Powder technology. 2016. Vol. 301. P. 601–607. DOI: 10.1016/j.powtec.2016.06.045.
  46. Chen X.H., Liu P., Chen H. Preparation of copper-graphene layered composites by spark plasma sintering // Materials science and technology. 2018. Vol. 34. No. 2. Art. 1472908. DOI: 10.1080/02670836.2018.1472908.
  47. Cai Sh., Chen X., Liu P. et al. Fabrication of three-dimensional graphene/Cu-Ag composites by in situ chemical vapor deposition and their properties // Journal of materials engineering and performance. 2020. Vol. 29. P. 2248–2255. DOI: 10/1007/s11665-020-04794-x.
  48. Akbarpour M.R., Sadeghi N., Aghajani H. University of Tehran et al. Nano TiC-Graphene-Cu composites fabrication by a modified ball-milling method followed by reactive sintering: effects of reinforcements content on microstructure, cosolidation, and mechanical properties // Ceramics international. 2022. Vol. 48. No. 1. P. 130–136. DOI: 10.1016/j.ceramint.2021.09.088.
  49. Xiong N., Bao R., Yi J., Fang D. CNTs/Cu-Ti composites fabrication through the synergistic reimordcement of CNTs and in situ generated nano-TiC particles // Journal of alloy and compounds. 2018. Vol. 770. P. 204–213. DOI: 10.1016/j.jallcom.2018.08.116.
  50. Qiu F., Duan X., Dong B. et al. Effects of Cr and Zr addition on microstructure, compressive properties, and abraasive wear behaviors of in situ TiB2/Cu cermets // Materials. 2018. Vol. 11. No. 8. Art. 1464. DOI: 10.3390/ma11081464.