Розвиток машинобудування призводить до того, що з’являється потребау виготовленні деталей з матеріалів, що мають принципово нові властивості.Особливо важливими вимогами до матеріалів є висока міцність та мала гус-тина. Саме тому алюміній та його сплави є важливим класом матеріалів за-вдяки їх універсальним властивостям, які роблять їх придатними для викори-стання в різних галузях промисловості, таких як авіакосмічна галузь, суднобу-дування, автомобільне машинобудування, а також електротехнічна і атомнаенергетика.В останній час інтенсивно розробляються легкі металічні композиційніматеріали. Особливо перспективними являються сплави алюмінію, легованіелементами, що сприяють утворенню в них дисперсних фаз, які зміцнюютьматеріал. Серед таких матеріалів варто приділити увагу сплавам алюмінію, ле-гованих залізом [1]. Зміцнення в таких сплавах забезпечується за рахунок ін-терметалідів AlхFeу, коли вони знаходяться в структурі матеріалу у дисперс-ному стані [2], [3].У випадку отримання виробів з таких матеріалів методами ливарного ви-робництва литвом у форми звичайно структура таких матеріалів складається залюмінієвої матриці з вкрапленнями інтерметалідної фази (ІМФ), розмір і фо-рма зерен яких залежить від умов кристалізації (швидкості охолодження). Збі-льшення швидкості охолодження, у напрямі: литво у піщану форму – метале-вий кокіль – у воду сприяє зменшенню розміру зерен інтерметалідної фази.Але її розмір і морфологія не сприяють зміцненню сплаву. Так для сплавівAl + 15% Fe має вигляд структура, наведена на рис. 1.

Тому в роботі за мету було поставлено отримання порошків зі структурою,яка вміщує ІМФ з розмірами 1…5 мкм. Одним ыз варіантів такі порошки отри-мували подрібненням стружки з виливків сплаву. За другим варіантом порошкиотримували розпилюванням розплаву згідно методики, викладеній в роботі [4],виходячи з передбачення, що завдяки високій швидкості охолодження продуктівдиспергування ((1–6) . 10-5 град/с)) буде формуватись дрібнозерниста структурапорошків [5] з дисперсними вкрапленнями інтерметалідів алюмінію.Як показав аналіз структури отриманих порошків (рис. 2) обидва методизабезпечують наявність в структурі ІМФ з переважним розміром зерен1…5 мкм. При цьому рівновісність зерен ІМФ у порошках, отриманих механі-чним подрібненням, більша. Структура порошків, отриманих розпилюваннямрозплаву, вміщує ІМФ переважно з розміром частинок 0,5…3,0 мкм. Але по-ряд з цим наявні вкраплення ІМФ пластинчастої форми товщиною 1…2 мкм ідовжиною 5…15 мкм.а бРис. 2. Мікроструктура порошку сплаву Al + 15 мас. % Fe, отриманогорозмелюванням у планетарному млині (а) та розпилюванням розплавуЗ отриманих порошків були виготовлені зразки методом гарячого штам-пування, яке проводили на дуго-статорному пресі з попереднім нагріванням затемператур 750, 800 та 850 °С виготовлених заготовок статичним пресуванням.Структура отриманих таким чином матеріалів наведена на рис. 3.а б вРис. 3. Мікроструктура сплавів Al + 15 мас. % Fe, отриманих гарячимштампуванням з попереднім нагріванням за температур: 700 °С (а), 890 °С (б)та 850 °С (в)

Аналіз її показує, що вона подібна до структури вихідних порошків, якавключає матричну фазу на основі алюмінію (темно-сіра фаза) і вкраплення ІМФ(світла фаза), розмір якої після нагрівання та штампування дещо більший, ніж увихідних порошків. У структурі матеріалу також з’являється темна фаза, яка зна-ходиться на межі зерен. Кількість і товщина цієї фази збільшується зі збільшен-ням температури нагрівання заготовок перед штампуванням. Ця фаза ідетифіку-ється як оксиди, які можуть утворюються при нагріванні заготовки за рахунококиснення алюмінію, який має велику спорідненість до кисню.Для оцінки механічних характеристик матеріалів використовувався ме-тод вдавлювання маленької кульки (Small Punch Test) [6], [0]. Загальна схемаформи для даного методу зображена на рис. 4. Форма складається з розбірноїматриці, яка з’єднується болтами, та пуансона із стержнем, на кінчику якоговстановлюється стальна кулька. Досліджуваний зразок затискається між верх-ньою та нижньою матрицями, після чого всі частини збираються в єдиний ін-струмент та встановлюється в тест-машину MTS AdamelLhomargy–DY35.Суть даного методу полягає убезперервному продавлюванні ку-льки в жорстко закріплений зразок іреєстрації діаграми деформування вкоординатах навантаження на інде-нтор (F) – глибина продавлювання(u). Для випробовування таким ме-тодом використовувалися зразки зрозмірами 8 × 8 мм товщиною0,5 мм та стальна кулька діаметром2,5 мм.В процесі вдавлювання про-водиться запис кривої “наванта-ження – глибина вдавлювання”. Унаслідок обробки кривих була роз-рахована енергія руйнування за ме-тодикою робіт [6]–[7], яка можебути інтегральною характеристикою механічних властивостей матеріалу.Отримані в роботі результати показують, що вона змінюється, при інших рів-них умовах, залежно від температури нагрівання від 0,030 Дж до 0,072 Дж.При швидкості прикладання навантаження 0,005 мм/хв енергія руйнуваннязбільшується зі збільшенням температури нагрівання. За швидкості наванта-ження 0,5 мм/хв енергія руйнування практично не залежить від температуринагрівання заготовки перед штампуванням.Отримані результати можна пояснити з наступних міркувань. Як ві-домо, на міцність порошкового виробу впливає міцність зчеплення між зер-нами. Як було зазначено вище, в мікроструктурі зразків, отриманих гарячимштампуванням (рис. 3), на межах зерен присутній крихкий оксидний проша-рок, який значно зменшує міцність зчеплення між частинками. При цьому зі збільшенням товщини прошарку міцність матеріалу зменшується і тим самимзменшується енергія його руйнування. Останнє свідчить про зменшення уцьому напрямі механічних характеристик матеріалу.