1. Разработка методики равномерного введение в объём композита методами порошковой металлургии углеродных нановолокон или наноалмаза.В последнее время металлические матричные композиционные материалы, армированные углеродными нанотрубками (УНТ) и углеродными нановолокнами (УНВ), являются объектом исследования большого числа исследователей. Это обусловлено уникальными свойствами УНТ, такими как прочность до 63 гПа и теплопроводность 3000 Вт / мК. Равномерное распределение углеродных нанотрубок в металлической матрице остается проблемой из-за их высокой склонности к агломерации. Обычно для решения этой проблемы изменяют условия приготовления композиционного порошка или меняя условия проведения стадии уплотнения полученной порошковой смеси.В нашей работе в качестве исходного материала использовался распыленный алюминиевый порошок марки ПА-4 стандарта ГОСТ 6058-73 с размером частиц менее 120 мкм и чистотой 99,5 мас.%. Основными примесями являются кремний, железо и медь, содержание которых не превышает 0,4, 0,35 и 0,02 мас.% соответственно. Получение композиционных материалов алюминий-CNFs (УНТ).Для выращивания углеродных наноструктур используют никель-кобальтовый катализатор с массой 0,035 мас.% никеля или кобальта было нанесено на поверхность порошка. Источником катализатора служили соли Ni(NO3)2 6H2O или Co(NO3)2*6H2O, обладающие высокой растворимостью в воде и разлагающиеся до NiO и CoO при температуре 300 – 350°C. катализаторы осаждали следующим образом. Алюминиевый порошок смешивали с 0,01% - ным водным раствором нитрата никеля или кобальта в количестве 10 мл на 1 г порошка. Раствор перемешивали в течение 10 мин, а затем выдерживали в сушильной камере при 100°С до полного высыхания. Затем порошок дополнительно подвергали термообработке в атмосфере водорода для полного разложения соли и восстановления никеля или кобальта. Для продувки реактора до и после синтеза использовали аргон с расходом 200 мл / мин. Соотношение водорода и ацетилена в газовой смеси при синтезе составляло H2/C2H2 = 8,31. Температура синтеза составляла 550°С. Механической активации порошка проводили в микро-мельница PULVERISETTE 7 премиум линия. В 2.5 мас.%- Композитные порошки Al-CNTs (с добавлением 1 об.% флюс 0,25 NaCl + 0,25 KCl + 0,5 CaF2) помещали в 80 мл банки из нержавеющей стали, содержащие фрезерные шарики из нержавеющей стали диаметром 10 мм (отношение шарика к порошку = 10: 1). Банки заполняли аргоном и измельчали при 500 об / мин в течение 180 мин. Для варьирования содержания CNFs механически активированные образцы Al-CNFs смешивали с определенным количеством чистого порошка Al при 500 об / мин в течение 180 мин.2.3. 2.Разработка методики нанеcения катализаторов различного типа на поверхность алюминиевых порошков, изучена кинетика и механизмы роста углеродных наноструктур на каталитических частицах различного типа. Для получения хорошего распределения углеродных наноструктур в матрице мы нанесли никель-кобальтовый катализатор на поверхность частиц алюминия из водных растворов. Непосредственно перед синтезом образцы, покрытые катализатором, дополнительно отжигали в водородной среде в течение 10 мин при 550°С для обеспечения разложения нитрата никеля или кобальта и восстановления оксида до металлического никеля или кобальта, служившего катализатором роста углеродных нановолокон на поверхности алюминиевого порошка. Содержание металлического катализатора составляло 0,02%.Углеродные наноструктуры синтезировали при температуре 550°С в течение 5-20 мин. Представлена зависимость изменения массы образца относительно исходной взвешенной порции алюминия от времени синтеза.С увеличением времени синтеза скорость роста углеродных наноструктур снижается за счет дезактивации катализатора, т. е. исчезновения мест доминирующего зарождения углеродных наноструктур на поверхности порошка. Никелевый катализатор обеспечивает большее количество углерода.Дезактивация кобальтового катализатора происходит быстрее, чем никелевого. Быстрая дезактивация катализатора привела к получению нановолокон Co с меньшей длиной.Если сравнить зависимость прироста массы с СЭМ изображениями, то можно заметить, что при синтезе в течение 10 минут, образцы имеют схожую структуру и примерно равное содержание углерода. Увеличение времени синтеза до 20 минут приводит к тому, что у образца, с никелевым катализатором содержание углерода выше, а длина углеродных структур больше. Кобальтовый катализатор отличается от никелевого тем, что у первого процесс дезактивация происходит раньше и через 10 минут значительного прироста массы не наблюдается. Увеличение содержания углерода, при использовании никеля, происходит за счет увеличения длины волокон. Далее мы проводили эксперименты с порошками где нанотрубки получены на никелевом и кобальтовом катализаторе. При равном содержании углерода физико-механические характеристики совпадали. Варьирование длины нанотрубок должно сказаться на физико-механических свойствах, но в случае нашего метода добиться большой разницы по длине при равном содержании довольно сложная задача.3. Создание образца с углеродными нановолокнами или наноалмазами с возможностью направленного регулирования механических свойств и необходимого уровня трещиностойкости.На следующем этапе для дальнейшей механической активации был выбран порошок с короткими срезами. Механическая активация порошка осуществлялась с целью армирования частиц по объему углеродными нановолокнами. Измельчение проводили в среде аргона без каких-либо добавок и с добавлением флюса. Флюс был добавлен для разрушения оксидной пленки на поверхности исходных частиц алюминия и предотвращения значительной сварки частиц.В систему KCl-NaCl-LiF был введен флюс для разрушения оксидной пленки на поверхности алюминия в процессе шлифования. Мы использовали порошок Al с содержанием CNFs 2.5=0.2 мас.%. Без флюса были получены частицы размером до 500 мкм, имеющие форму, близкую к сферической. При введении флюса размер частиц не превышает 200 мкм и имеет более пластинчатую форму.После обработки в планетарной мельнице частицы имеют грубую морфологию и размер 50-200 мкм. Исследование микроструктуры композитной частицы показывает хорошее распределение углерода. Микротвердость частиц составляла 200 HV (≈100-120 HV). Значительное увеличение твердости при использовании флюса может быть объяснено формированию лучшей связи между УНВ и алюминием за счет удаления оксидной Порошковый материал, после механоактивации с флюсом был скомпактирован путем горячего прессования. Для варьирования содержания углерода в данном исследовании к порошку после процедуры механоактивации добавляли чистый алюминий и смешивали дополнительно 15 минут при тех же режимах. Таким образом, были получены образцы с 1 и 0,5 масс.% углерода. Были исследованы твердость и теплопроводность материалов. Для сравнения мы привели данные для образцов скомпактированных сразу после синтеза и не подвергнутых механоактивации. 4. Разработка лабораторного регламента получением массивного (не пористого) металлического наноструктурированного образца (матрица алюминия и никеля с нанонитями TiC).Получение композиционного материала на основе металлической (железной) матрицы и дисперсной фазы TiC.На первой стадии проводится подготовка поверхности стандартных наночастиц карбида кремния химическим методом, размер частиц 5 50 нм, навеска 1г. Образец высушивают при температуре 200°С, далее навеску образца помещают в кварцевый реактор и обрабатывают парами треххлористого железа ( FeCℓ3) в токе сухого инертного газа ( аргона) в течении 10 мин., затем прекращают подачу паров хлорида, далее образец обрабатывают парами воды ( H2O) в токе сухого инертного газа ( аргона) в течении 10 мин, затем образец высушивают в потоке инертного газа при температуре 200°С в течении 30 мин. В результате такой подготовки на поверхности карбида кремния образуется монослой железокислородных групп.На второй стадии проводят обработку полученного образца методом СVD путем совместной подачи паров треххлористого железа ( FeCℓ3) и паров воды (H2O) в токе сухого инертного газа ( аргона) в течении 15 мин, затем образец высушивают в потоке инертного газа при температуре 200°С в течении 30 мин.В результате второй стадии на поверхности карбида кремния образуется нанослой железокислородных групп. Толщина нанослоя зависит от времени обработки образца методом СVD. При времени обработки 15 мин толщина слоя железокислородных групп составляет около 50 нм.На третьей стадии проводят обработку образца в восстановительной среде (H2) при температурах 550°С в течении 30 мин, обработка образца в восстановительной среде (H2) при комнатной температуре в течении 30 мин. В результате третьей стадии на поверхности карбида кремния образуется нанослой из наночстиц металлического железа .На четвертой стадии смешение наночастиц карбида с покрытием металлическим железом по пп. 1 -3 с порошком частиц алюминия размером 60 - 80 нм, представляющих собой фазу α-Fe. Железо получено по методике золь- гель синтеза FeOOH и последующим восстановлением при температуре 400°С.Смешение (механическая активация) порошка проводили в микро-мельница PULVERISETTE 7 премиум линия. Смешиваемые порошки помещали в банки из нержавеющей стали емкостью 80 мл, содержащие измельчающие шарики из нержавеющей стали диаметром 10 мм (отношение шарика к порошку = 10: 1). Для регулирование объемной доли упрочняющих наночастиц и наночастиц металлической матрицы проводили перемешивание частиц дисперсной фазы с нанесенным слоем металла с дополнительными наночастицами матрицы для регулирования соотношения металла и дисперсной фазы (об.%) при 500 об / мин в течение 180 мин.На пятой стадии образцы уплотнялись холодным прессованием под давлением 800 МПа, а затем нагревались пресс-формой до 480 °С с окончательным горячим прессованием 600 МПа. 5. Разработка способа получения композиционного металлического (на основе алюминия, никеля или железа) материала с двумя упрочняющими модификаторами. В данном разделе обсуждается способ получения композиционных материалов с металлической матрицей на основе железа с дисперсной фазой на основе наночастиц карбидов титана и карбида кремния.Техническим результатом изобретения является повышение прочностных характеристик и жаропрочности композиционного материала на основе железа, содержащего в качестве дисперсной фазы карбид титана и карбид кремния.В основу решения технической задачи заявленного изобретения положено оригинальное и нестандартное решение в котором исходным объектом для синтеза композиционного материала на основе металлической матрицы (железо) и наноразмерных упрочняющих частиц выступают наночастицы дисперсной фазы (карбид титана, карбид кремния) со стандартными размерами 5 50 нм. Матрица (железо) синтезируется химическим способом на поверхности наночастиц карбида титана или карбида кремния и далее осуществляют компактирование и спекание образцов, где в разных весовых соотношениях находятся матрица дисперсная карбидная фаза . Такой подход позволяет получать структуру композиционного материала, где в объеме металлической (железной) матрицы равномерно распределялись наночастицы TiC или SiC без их коагуляции (укрупнения). Данный способ получения получения металлического композиционного материала с дисперсной фазой на основе карбида, заключающийся в приготовлении смеси порошка из матричного металла с керамическими наноразмерными частицами, полученную смесь подвергают прессованию, после чего ее спекают под давлением, отличающийся тем, что перед приготовлением смеси порошка из матричного металла с керамическими наноразмерными частицами, в качестве которых берут стандартные частицы карбида и/или титана и карбида кремния с размером частиц 5 50 нм, проводят подготовку поверхности керамических наноразмерных частиц парами треххлористого железа ( FeCℓ3) в токе сухого инертного газа ( аргона) при температуре 200°С в течение 30 минут, затем проводят обработку парами воды ( H2O) в токе сухого инертного газа, после чего проводят одновременную их обработку паров треххлористого железа ( FeCℓ3) и паров воды (H2O) в токе сухого инертного газа, с последующей их обработкой в восстановительной среде (H2) при температуре 250-700°С в течение 30 минут, полученные после этого с металлическим покрытием керамические наноразмерные частицы смешивают с порошком из чистого железа α-Fe размером 60 - 80 нм, и проводят их прессование под давлением 800 МПа, после чего осуществляют их нагревание в пресс-форме до 480°С с последующим окончательным горячим прессованием 600 МПа. Как показывают результаты исследования, заявленный способ получения позволяет создавать композиционный материал на основе металлической матрицы с повышенными прочностными характеристиками и жаропрочностью. Это позволяет использовать данным комозиционный материал в машиностроении, в том числе для изготовления элементов и узлов газотурбинных двигателей авиационно-космической техники, теплонагруженных узлов и деталей перспективных газотурбинных установок и двигателей газо-, нефтеперекачивающих, транспортных и энергетических систем, а также режущего инструмента в металлообрабатывающей промышленности6. Создание гибридных композитов с двумя упрочняющими модификаторами(наноуглерод и нанонити TiC ).В данном походе к синтезу гибридного композита положено нестандартное решение в котором исходным объектом для синтеза композиционного материала на основе металлической матрицы (железо) и наноразмерных упрочняющих частиц выступают наночастицы дисперсной фазы (карбид титана) и наноуглерод со стандартными размерами 5 50 нм. Матрица (железо) синтезируется химическим способом на поверхности наночастиц карбида титана и наночастиц углерода и далее осуществляют компактирование, причем компактирование осуществляют холодной, теплой или горячей обработкой давлением, спеканием или их комбинациями. Такой подход позволяет получать структуру композиционного материала, где в объеме металлической (железной) матрицы равномерно распределялись наночастицы TiC и углерода без их коагуляции (укрупнения).Указанный технический результат достигается тем, что в способе изготовления композита с металлической матрицей и наноразмерными упрочняющими частицами, обладающего необходимыми механическими свойствами и жаропрочностью, в соответствии с заявленным изобретением, проводят следующие стадии (для случая получения в качестве металлической матрицы железа): Смешение (механическая активация) порошка проводили в микро-мельница PULVERISETTE 7 премиум линия. Смешиваемые порошки помещали в банки из нержавеющей стали емкостью 80 мл, содержащие измельчающие шарики из нержавеющей стали диаметром 10 мм (отношение шарика к порошку = 10: 1). Для регулирование объемной доли упрочняющих наночастиц и наночастиц металлической матрицы проводили перемешивание частиц дисперсной фазы с нанесенным слоем металла с дополнительными наночастицами матрицы для регулирования соотношения металла и дисперсной фазы (об.%) при 500 об / мин в течение 180 мин. Далее проводят уплотнение образцов холодным прессованием под давлением 800 МПа, затем образцы нагревались в пресс-форме до 480 °С с окончательным горячим прессованием 600 МПа. Плотность спеченных образцов определяли гидростатическим взвешиванием. Проведено исследование механических характеристик полученных образцов металлического композиционного материала на основе железа, в том числе при высоких температурах. Получены материалы с высоким пределом прочности (в, МРа) – 1370 -1460; обладающие хорошей жаропрочностью (800100, МРа)- 190.Таким образом, можно считать, что создание металлического (на основе железа) композиционного материала, структурированного наноструктурами карбида титана с этот спользованием процесса поверхностного структурирования позволяет получить композиционного материала, где в обьеме металлической (железной) матрицы равномерно распределялись наночастицы TiC или SiC без их коагуляции (укрупнения), что позволяет считать, что этот метод получения является перспективным направлением получения композиционных металлических материалов нового поколения. 7. Определение химического, фазового состава и структурных характеристик полученных образцов металлического композиционного материала с двумя упрочняющими модификаторами.Структуру и морфологию порошковых материалов изучали методом сканирующей электронной микроскопии (TESCAN Mira-3Металлографические исследования проводились на оптическом микроскопе (Carl Zeiss Observer D1). Теплопроводность вида вычислялась из измеренных значений коэффициента температуропроводности по уравнению: λ = ap cp, (1)где cp [J (g·K)] - удельная теплоемкость образца. Точность измерений составила 2,3% для коэффициента температуропроводности, 4% для теплоемкости и 5% для теплопроводности.Плотность спеченных образцов определяли методом гидростатического взвешивания. Измерение удельной поверхности при помощи физической адсорбции проводилось на волюметрическом анализаторе-поромере Micromeritics ASAP2020 MP. Предварительные измерения изотерм адсорбции проводились по стандартной методике адсорбции азота при температуре жидкого азота; для полученных изотерм были рассчитаны значения удельных поверхностей по методу БЭТ и суммарных объёмов пор, доступных для адсорбции (т.н. объём Гурвича), при относительном давлении 0,995. В следствии малой удельной поверхности образцов для уточнения значений удельных поверхностей были проведены дополнительные измерения с использованием криптона в качестве адсорбата, измерения велись при температуре жидкого азота (77 К), расчёт удельной поверхности проводился по методу БЭТ на 3-5 адсорбции образцы подвергали дегазации в вакууме при 250°С в течение не менее 14 часов.Спектры комбинационного рассеяния измерялись на рамановском спектрометре Bruker Senterra T64000, длина волны возбуждающего лазерного излучения 488 нм, диапазон съёмки 100-3500 см-1 Полученные спектры нормализовали по методу SVN с последующим вычитанием базовой линии. Исследование удельной поверхности и пористости исходных образцов алюминия с УНТ на поверхности алюминия показало, что нанесение углеродных нанотрубок на поверхность алюминия способствует увеличению, как поверхности, так и пористости нанокомпозита. Причем увеличение содержания УНТ выше 2% приводит к падению измеряемых величин. Также уменьшает измеряемые величины и введение флюса.Измерение образцов алюминия с УНТ на поверхности алюминия методом Рамановской спектроскопии показало, что на спектрах всех трёх образцов УНТ на поверхности алюминия наблюдаются два типичных для графитоподобных материалов пика: G-пик около 1580 см-1, отвечающий внутриплоскостным колебаниям С-С связей и D-пик около 1350 см-1, свидетельствующий о дефектах и разупорядоченности в полученных углеродных наноструктурах. Также можно отметить наличие широкого 2D(G*)-пика в области 2500-2800 см-1 (двухфононный процесс второго порядка), что также характерно для графитоподобных материалов с sp2-гибридизованных углеродом.8. Определение механических характеристик полученных образцов металлического композиционного материала с двумя упрочняющими модификаторами.Испытания на твердость по Бринеллю (НВ) проводили с использованием твердосплавного шарика диаметром 5 мм при нагрузке 98 Н. испытания на изгиб проводили в соответствии с ГОСТ 14019-80 " металлы и сплавы. Методы испытания на связывание".Твердость материала с содержанием 2,5 масс.% УНВ достигла 180 НВ. При этом теплопроводность составляет 60 W/(m·K), что примерно соответствует теплопроводности образцов с 1-2 масс.% УНВ без механоактивации. Такие низкие значения теплопроводности объясняются возникновением теплового барьера на границе раздела фаз и образованием карбида алюминия. Разбавление композиционного порошкового материала чистым алюминием приводит к снижению твердости и резкому увеличению теплопроводности. При содержании 0,5 - 1% УНВ теплопроводность составляет 160-180 W/(m·K), что составляет порядка 70% от чистого алюминия (237 W(m · K) at 300 K [28]). В случае, когда нановолокна располагались на поверхности частиц, теплопроводность составляла 96 W(m · K), при равной твердости (около 60 НВ). Увеличение теплопроводности обусловлено увеличению контакта алюминий-алюминий в композите.Для определения пластических характеристик композиты были испытаны на изгиб. На fig. 9(a-d) представлены результаты испытаний и структура композитов.Рисунок 9 показывает, что композит с равномерной мелкой структурой (fig. 9b) имеет достаточно высокую прочность на изгиб (485 МПа) при этом пластичность практически отсутствует. Структура композитов, разбавленных чистым алюминием (fig.9 с,d) представляют собой зерна чистого алюминия окруженные армированными частицами. При малом содержании УНВ видно, что матричные частицы деформированы и представляют собой пластинки. Прочность снижается значительно и составляет 310 и 165 МПа для 1 и 0,5wt%, соответственно. При этом относительное удлинение составило 4 и 5,8%. Малая прочность при относительном удлинении 5,8%, для образца с 0,5 wt% свидетельствует об необходимости проведения дополнительного компактирования путем горячей прокатки или экструзии. 9. Разработка моделей деформирования и разрушения синтезированных материалов.При моделировании свойств металломатричного композита с упрочняющими углеродными наноструктурами (графен, углеродные нанотрубки) применялась модифицированная модель Halpin–Tsai, широко используемая для прогнозирования модуля однонаправленных или случайно распределенных армированных наполнителем композитов. Зная объемные доли наполнителя и геометрию углеродных включений: длину, диаметр углеродных нанотрубок или же длину, толщину и ширину графеновых листов оценены упругие модули металломатричного в зависимости от геометрии и концентрации включений включений. Была разработана конечно-элементная модель деформирования металломатричного композита. Поскольку и нанотрубка и графен имеют огромное соотношение длины к диаметру или к толщине, большое влияние на механические свойства металломатричноо композита влиют форма и расположение армирующих элементов. Была построена 3D-модель и проведены пробные расчеты для определения механических параметров. Учитывая, что различное соотношение размеров нановключений и матрицы приводит к большой разнице в размерах конечных элементов при построении сетки, и следовательно, сгенерированное большое количество элементов требует большого объема расчетов. Поэтому для верификации выбранного подхода при исследовании влияния углеродных нановключений на процессы разрушения на данном этапе была построена 2D-модель, при этом и углеродная трубка и графен моделировались длинным прямоугольником. На основе этой модели изучено влияние углеродного нановключения на трещиностойкость композита. Исследовано снижение концентрации напряжений в кончике трещины при различных расположениях включения относительно трещины. Исследована возможность проскока трещины через включение без его разрыва и построены энергетически выгодные траектории развития трещины в матрице.10. Разработка методики исследования электронной структуры гибридного композитного материала с помощь специализированных источников синхротронного излучения.В качестве модельного обьекта для разработки методики исследования электронной структуры гибридного композитного материала ( MYNT) с помощью источников синхротронного излучения был выбран объект образец олово -- многостенная углеродная нанотрубка (Sn-MWCNTs) полученный методом осаждения (CVD). Показано, что облучение MWCNTs приводит к образованию структурных дефектов и кислородсодержащих групп в стенках углеродных нанотрубок. Наличие последних в стенках MWCNTs приводит к химическому взаимодействию оксида олова с поверхностью MWCNTs через образование химических связей Sn-O-C на границах раздела “оксид олова-MWCNTs” при синтезе композита методом CVD. Установлено, что кристаллическая структура кластеров оксида олова, образующихся на поверхности MWCNTs, существенно зависит от дефектности структуры внешних стенок углеродных нанотрубок.При этом применение импульсного ионного пучка позволяет существенно сократить время и энергозатраты на формирование композита со структурой «ядро-оболочка» по сравнению с традиционно применяемыми многостадийными методами, основанными на технологии молекулярно-лучевой эпитаксии. На данный момент в литературе отсутствуют данные об использовании импульсного ионного воздействия для формирования структур на основе N-МУНТ и оксидов металлов.В качестве модельных экспериментов, характеризующих возможности адаптации методов рентгеновской абсорбционной и фотоэлектронной спектроскопии применительно к синтезируемым нанокомпозитам, были выбраны исследования исходных (ND) и фторированных наноалмазов (F-ND). Алмазные наночастицы, которые были синтезированы разными методами и имели размеры 4 – 50 нм, были охарактеризованы методом NEXAFS спектроскопии.В процессе измерения 1s-спектров поглощения атомов углерода одновременно регистрировались полный (TEY) и парциальный (PEY) выход фотоэмиссии, что обеспечивало разную глубину зондирования наночастиц – 20 нм и 0,5 нм, соответственно. Установлено, что все изученные наночастицы алмаза имеют кристаллическое ядро и их поверхность покрыта углеродными кластерами. Эти кластеры частично аморфизированы и окислены с образованием функциональных групп C−OH, C=O, or O=C−OH, причём свойства этих поверхностных оболочек наночастиц зависят от метода синтеза.Выводы.В процессе исследования было определено, что метод in-situ синтеза наноструктур и последующая механоактиация позволяет получать хорошее распределение нановолокон и однородную микроструктуру композита. Введение флюса при механоактивации способствует снижению сцеплению. частиц между собой, лучшему армированию алюминиевых частиц и связи между УНВ и алюминием за счет удаления оксидной пленки.Введение частиц чистого алюминия в мехпнолированный порошок позволяет варьировать прочность, пластичность и теплопроводность композита для конкретных применений. Такой подход позволит получить равномерное распределение дисперсной фазы в алюминиевой матрице и усилению связи между УНТ и матрицей.Таким образом приведенные в работе результаты исследования позволяют считать, что возможно получение методом порошковой металлургии композитов на основе алюминия, армированных углеродными наноструктурами с различным содержанием УНВ. Основные выводы заключаются в следующем:(1)Метод газофазного синтеза углеродных наноструктур непосредственно на поверхности микрочастиц алюминия в присутствии катализатора позволяет получить равномерное распределение углерода в матрице. Дезактивация кобальтового катализатора происходит раньше, чем никелевого, но при равном содержании углерода тип катализаторане влияет на физико-механические характеристики.(2)Механоактиация позволяет получать хорошее распределение нановолокон и однородную микроструктуру композита. Введение флюса при механоактивации способствует снижению свариваемости частиц между собой, лучшему армированию алюминиевых частиц и связи между УНВ и алюминием за счет удаления оксидной пленки.Варьирование прочности, пластичности и теплопроводности композита возможно осуществить на основе введения разной концентрации чистого алюминияЛитература1.Bakshi, S.R.; Lahiri, D.; Agarwal, A. Carbon Nanotube Reinforced Metal Matrix Composites. International Materials Reviews. 2010, 55(1), 41–64. DOI 10.1179/095066009X125725301705432.Yu, M.-F.; Laurie, O.; Dyer M.J.; Moloni K.; Kelly T.F.; Ruoff R.S. Strength and breaking mechanism of multiwalled carbon nanotubes under tensile load. Science. 2000, 287, 637–640. DOI 10.1126/science.287.5453.6373.Kim, P.; Shi, L.; Majumdar, A.; McEuen, P.L. Thermal Transport Measurements of Individual Multiwalled Nanotubes. Phys. Rev. Lett. 2001, 87 (21), 215502– 1–215502-4. DOI 10.1103/PhysRevLett.87.2155024.Chen, W.X.; Tu, J.P.; Wang, L.Y.; Gan, H.Y.; Xu, Z.D.; Zhang, X.B. Tribological application of carbon nanotubes in a metal-based composite coating and composites. Carbon. 2003, 41, 215–222. DOI 10.1016/S0008-6223(02)00265-85.Tu, J.P.; Yang, Y.Z.; Wang, L.Y.; Ma, X.C.; Zhang, X.B. Tribological properties of carbon-nanotube-reinforced copper composites. Tribol. Lett. 2001, 10, 225– 228. DOI 10.1023/A:10166621145896.He, C.; Zhao, N.; Shi, C.; Du, X.; Li, J.; Li, H.; Cui, Q. An Approach to Obtaining Homogeneously Dispersed Carbon Nanotubes in Al Powders for Preparing Reinforced Al-Matrix Composites. Adv.Mater. 2007. 19, 1128–1132. DOI 10.1002/adma.2006013817.Stein, J.; Lenczowski, B.; Anglaret, E.; Frety, N. Influence of the concentration and nature of carbon nanotubes on the mechanical properties of AA5083 aluminium alloy matrix composites. Carbon 2014, 77 44–52. DOI 10.1016/j.carbon.2014.05.0018.Liu, Z.Y.; Xiao, B.L.; Wang, W.G.; Ma Z.Y. Developing high-performance aluminum matrix composites with directionally aligned carbon nanotubes by combining friction stir processing and subsequent rolling, Carbon. 2013, 62, 35–42. DOI 10.1016/j.carbon.2013.05.0499.Jiang, L.; Li, Z.; Fan, G.; Cao, L.; Zhang, D. The use of flake powder metallurgy to produce carbon nanotube (CNT)/aluminum composites with a homogenous CNT distribution. Carbon 2012, 50, 1993-1998. DOI 10.1016/j.carbon.2011.12.05710.Wei, H.; Li, Z.; Xiong, D.-B.; Tan, Z.; Fan, G.; Qin, Z.; Zhang D. Towards strong and stiff carbon nanotube-reinforced high-strength aluminum alloy composites through a microlaminated architecture design. Scripta Materialia. 2014, 75, 30-33. DOI 10.1016/j.scriptamat.2013.11.01411.Kim, K.T.; Eckert, J.; Menzel, S.B.; Gemming, T.; Hong, S.H. Grain refinement assisted strengthening of carbon nanotube reinforced copper matrix nanocomposites. Appl. Phys. Lett. 2008, 92, 121901–121903 DOI 10.1063/1.289993912.Cao, L.; Li, Z.; Fan, G.; Jiang, L.; Zhang, D.; Moon, W.J.; et al., The growth of carbon nanotubes in aluminum powders by the catalytic pyrolysis of polyethylene glycol. Carbon 2012, 50, 1057–1062. DOI 10.1016/j.carbon.2011.10.01113.Yang, X.; Liu, E.; Shi, C.; He, C.; Li, J.; Zhao, N.; Kondoh K. Fabrication of carbon nanotube reinforced Al composites with well-balanced strength and ductility. J. Alloy Comp. 2013, 563, 216–220. DOI 10.1016/j.jallcom.2013.02.06614.Rudskoy, A.I.; Tolochko, O.V.; Kol’tsova, T.S.; Nasibulin, A.G. Synthesis of carbon nanofibers on the surface of particles of aluminum powder. Metal science and heat treatment 2014, 55, 564-568 DOI15.Bakshi, S.R.; Singh, V.; Balani, K.; McCartney, D.G.; Seal, S.; Agarwal, A. Carbon nanotube reinforced aluminum composite coating via cold spraying. Surface & Coatings Technology. 2008, 202, 5162–5169 DOI 10.1016/j.surfcoat.2008.05.04216.Carreno-Morelli, E.; Yang, J.; Couteau, E.; Hernadi, K.; Seo, J.W.; Bonjour, C.; Forro, L.; Schaller, R. Carbon nanotube/magnesium composites. Phys. Status Solidi (A). 2004, 201 (8), 53–R55. DOI 10.1002/pssa.200409045 17.Feng, Y.; Yuan, H.L.; Zhang, M. Fabrication and Properties of Silver-Matrix Composites Reinforced by Carbon Nanotubes. Mater. Charact. 2005. 55. 211–218. DOI 10.1016/j.matchar.2005.05.00318.So, K.P.; Jeong, J.C.; Park, J.G.; Park, H.K.; Choi, Y.H.; Noh, D.H.; Keum, D.H.; Jeong, H.Y.; Biswas, C.; Hong, C.H.; Lee,Y.H. SiC formation on carbon nanotube surface for improving wettability with aluminum Compos. Sci. Technol. 2013, 74, 6. DOI 10.1016/j.compscitech.2012.09.01419.Arai, S.; Endo, M.; Kaneko, N. Ni-deposited Multiwalled Carbon Nanotubes by Electrodeposition // Carbon. 2004. 42, 641–644. DOI 10.1016/j.carbon.2003.12.08420.Kim, K.T.; Cha, S.I.; Hong, S.H.; Hong, S.H. Microstructures and tensile behavior of carbon nanotube reinforced Cu matrix nanocomposites. Mater. Sci. Eng., A. 2006. 430. 27–33. DOI 10.1016/j.msea.2006.04.08521.Pang, L.-X.; Sun, K-N.; Ren, S.; Sun, C.; Fan, R-H.; Lu, Z-H. Fabrication and microstructure of Fe3Al matrix composite reinforced by carbon nanotube. Mater. Sci. Eng., A. 2007. Vol. 447. P. 146–149. DOI 10.1016/j.msea.2006.11.07022.Laha, T.; Agarwal, A.; McKechnie, T.; Seal, S. Synthesis and characterization of plasma spray formed carbon nanotube reinforced aluminum composite. Mater. Sci. Eng., A. 2004. 381, 249–258. DOI 10.1016/j.msea.2004.04.01423.Laha, T.; Agarwal, A. Effect of sintering on thermally sprayed carbon nanotube reinforced aluminum nanocomposite. Mater. Sci. Eng., A. 2008, 480, 323–332 DOI 10.1016/j.msea.2007.07.04724.Kwon, H.; Estili, M.; Takagi, K.; Miyazaki, T.; Kawasaki, A. Combination of hot extrusion and spark plasma sintering or producing carbon nanotube reinforced aluminum matrix composites. Carbon 2009, 47, 570–577. DOI 10.1016/j.carbon.2008.10.04125.Kondoh, K.; Threrujirapapong, T.; Imai, H.; Umeda, J.; Fugetsu, B. Characteristics of powder metallurgy pure titanium matrix composite reinforced with multi-wall carbon nanotubes. Compos. Sci. Technol. 2009, 69, 1077–1081. DOI 10.1016/j.compscitech.2009.01.02626.Sun, Y.; Chen, Q.; Diameter dependent strength of carbon nanotube reinforced composite Appl. Phys. Lett. 2009, 95, 021901–021903.DOI 10.1063/1.316852027.Rudskoy, A.I.; Koltsova, T.S.; Shakhov, F.M.; Tolochko, O.V.; Mikhailov V.G. Effect of hot pressing modes on the structure and properties of an ‘aluminum – carbon nanofibers’ composite material. Metal Science and Heat Treatment. 2015, 56, 525–530.28Babichev, A.P.; Babushkina N.A.; Bratkovskii A.M., Physical Quantities. A Handbook [in Russian], Énergoatomizdat, Moscow, Russia, 1991, 1232