автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Исследование и разработка жаропрочных, легких композиционных материалов с матрицей на основе моноалюминида титана

На правах рукописи

АНТОНОВА АННА ВАЛЕРЬЕВНА

ИССЛЕДОВАНИЕ И РАЗРАБОТКА ЖАРОПРОЧНЫХ, ЛЕГКИХ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ С МАТРИЦЕЙ НА ОСНОВЕ МОНОАЛЮМИНИДА ТИТАНА

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва 2005

Работа выполнена в Институте металлургии и материаловедения им. А. А. Байкова Российской академии наук.

Научный руководитель:

Официальные оппоненты:

Ведущая организация:

доктор технических наук, профессор Поварова Кира Борисовна

доктор технических наук, профессор Чернышева Татьяна Александровна

доктор технических наук, профессор Баринов Сергей Миронович

Федеральное государственное унитарное предприятие Российской Федерации «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина» (ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина»), г. Москва

Защита состоится « 19 »ЯнШиЯ . 2006 года в 14 часов на заседании диссертационного совета Д 002.060.01 в Институте металлургии и материаловедения им. A.A. Байкова Российской академии наук по адресу: 119991, ГСП-1, г. Москва, Ленинский проспект, дом 49.

С диссертацией можно ознакомится в библиотеке Института металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова Российской академии наук.

Автореферат разослан « 2005 года.

Ученый секретарь Диссертационного совета, ^ —■-----

доктор технических наук, профессор —■—Блинов В.М.

/

2роИ_ 2 2 Ь1Щ

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Проблема повышения рабочих температур (/раб) деталей газотурбинных двигателей (ГТД) ставит перед разработчиками материалов задачу по созданию жаропрочных сплавов нового поколения. Эти сплавы должны работать при более высоких температурах, чем применяющиеся Ni-суперсплавы (fpa6<1050°C) и Ti-сплавы (fpa6<600°C), кроме того новые сплавы должны быть более легкими и стойкими против газовой коррозии при по сравнению с указанными применяющимися сплавами.

Основой для разработки таких материалов являются наиболее легкие из интерметаллидов (ИМ) - алюминиды титана с упорядоченной кристаллической структурой. Сплавы на основе алюминидов титана с ламельной (y-TiAl+a2-Ti3Al) структурой обладают высокой температурой плавления

1450°С для у), низкой плотностью (3,8-4,0 г/см3), высокой стойкостью против окисления до 900°С на воздухе, в продуктах сгорания топлив и других агрессивных средах, высокой длительной прочностью и сопротивлением ползучести до 900°С, высокой удельной прочностью и жесткостью (модуль упругости Юнга при комнатной температуре 160-180 ГПа), а также высокой трещиностойюстью (К]С=15-30 МПа-м1®) при температурах ниже 700°С. В связи с этим данные сплавы представляют собой практически идеальную матрицу для создания композиционных материалов (КМ) на их основе. Замена жаропрочных сплавов на основе Ti и Ni на материалы на основе алюминидов титана с фазовым составом (y+ccj) позволит снизить вес деталей на 20-50% по сравнению с деталями из Ni-сплавов и повысить fpa6 деталей на 200-400°С по сравнению с деталями из Ti-сплавов и среднелегированных Ni-сплавов.

В нашей стране и за рубежом ведутся работы в двух основных направлениях:

1. Повышение низкотемпературной пластичности и/или вязкости разрушения, жаропрочности и ipa6 сплавов на основе TiAl выше 800°С путем создания в них специальных структурно-фазовых состояний при легировании и/или при термической или термопластической обработке. Исследовано влияние практически всех легирующих элементов (ЛЭ) и их комбинаций на структуру и свойства сплавов на основе TiAl. Ведутся работы по созданию специализированного технологического оборудования для формирования специальных структурно-фазовых состояний, которые повышают либо низкотемпературную пластичность сплавов TiAl с мелкозернистой однофазной у структурой, либо жаропрочность сплавов TiAl с крупнозернистой гетерофазной (у+о^) структурой, но при этом у сплавов не обеспечивается повышение t^ выше 825°С.

2. Создание КМ с матрицей га сплавов на основе Ti или алюминидов титана, упрочненных волокнами SiC, производство которых налажено за рубежом в промышленных масштабах. Главный недостаток данных КМ - деградация структуры и механических свойств из-за интенсивного взаимодействия волокон SiC с матрицей TixAly в процессе получения и длительной высокотемпературной службы. Для предотвращения взаимодействия на межфазной границе SiC/TixAly

РОС НАЦИОНАЛ Uli Л.-» БИБЛИОТЕКА

на поверхность волокон наносят барьерные покрытия (например, углерод). Однако эффект от любых барьерных покрытий носит временный характер, и неизбежна деградация свойств КМ данного типа из-за разрушения волокон при приготовлении КМ методами порошковой металлургии (ПМ) или из-за взаимодействия волокна с расплавом матрицы при получении КМ пропиткой под давлением.

Для повышения жаропрочности ведутся работы по созданию т-вНи КМ, упрочненных дисперсными частицами фаз внедрения, методами реакционного спекания (РС) или реакционного сплавления (РП), так как в этом случае не происходит взаимодействия между компонентами матрицы и упрочняющей фазы при длительной высокотемпературной службе, возможно только некоторое укрупнение упрочняющих частиц. Однако такие КМ не обладают достаточно высокой низкотемпературной пластичностью и сопротивлением коррозии, а их ¿раз определяются ¿раб матрицы.

Таким образом, назрела необходимость создания термически стабильных легких, жаропрочных конструкционных материалов с высокой удельной прочностью и высокой жаростойкостью. Эти материалы должны иметь /ра6 выше г^б Тьсплавов и быть способными заменить более тяжелые №-сплавы при 850-1050°С, что очень важно для обеспечения высокого уровня служебных характеристик ряда ответственных деталей ГТД. Одним из путей решения проблемы повышения деталей авиационно-космических двигателей является создание КМ с интерметаллидной матрицей (ИММ) на основе сплавов "ГШ, упрочненных термодинамически стабильными тугоплавкими оксидными волокнами (ОВ) на основе А1203 (сапфир).

Диссертационная работа обобщает результаты исследований, выполненных автором в период 1998-2005 гг. в Лаборатории конструкционных сталей и сплавов Института металлургии и материаловедения им.А.А.Байкова Российской академии наук (ИМЕТ РАН). Исследования по всем разделам диссертационной работы проводились в соответствии с Государственной научно-технической программой РФ «Новые материалы» (1998-2000 гг.), заданиями Минобороны РФ (1998-2000 гг., 2001-2003 гг., 2004-2006 гг.), грантами Российского фонда фундаментальных исследований (№00-03-32663, №02-03-06514мас, №03-03-32463, №04-03-33067) и грантами поддержки научной школы академика Банных О.А. (№00-15-97293 и №20792003.3).

Целью работы являлась разработка физико-химических подходов к созданию термически стабильных, легких, жаропрочных и жаростойких КМ с ИММ на основе Т1А1 с выше ?раб сплавов на основе "Л или "ПА1.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

1. Установление закономерностей взаимодействия алюминидов титана (у-ЛА1 и 02-Т13А1) с легирующими элементами и фазами для выбора составов гетерофазных (у-Т1А1+а2-Т13А1) сплавов для ИММ и тугоплавких термодинамически стабильных упрочняющих фаз для создания КМ, предназначенных для длительной высокотемпературной службы.

2. Обоснование основных критериев, определяющих выбор пар «упрочняющая фаза/ИММ» для КМ, предназначенных для длительной высокотемпературной службы, с высоким сопротивлением деградации структуры и свойств в целом и для КМ с гетерофазной (y-TiAl+a^-TijAl) ИММ в частности.

3. Изучение влияния легирования на механические свойства и стойкость против окисления сплавов TiAl и выбор наиболее жаропрочных и жаростойких гетерофазных (y-TiAl+a^-TijAl) сплавов в качестве ИММ для жаропрочных и жаростойких КМ.

4. Выбор и опробование способов получения КМ с ИММ на основе TiAl применительно к типу упрочнения (частицами или волокнами фаз внедрения), обеспечивающих равномерное распределение упрочняющих фаз (частиц или волокон) в матрице TiAl, не вызывающих повреждения армирующих волокон.

5. Разработка термически стабильного, легкого, жаропрочного и жаростойкого КМ с гетерофазной (y-TiAl+a2-Ti3Al) ИММ, выявление механизмов повышения жаропрочности матрицы на основе TiAl при различных видах ее армирования и выявление основных факторов, определяющих возможность повышения f^ КМ на 200-300°С выше fpa6 ИММ.

Научная новизна работы:

1. Проведенный анализ тройных диаграмм состояния (ДС) систем Ti-Al-X (X — металл, металлоид, элемент или фаза внедрения) позволил установить закономерности взаимодействия матричных фаз у и о^ с ЛЭ и упрочняющими фазами и обосновать выбор составов гетерофазных (y+aj) сплавов для ИММ и упрочняющих фаз внедрения для создания жаропрочных, термически стабильных, легких КМ. Выделены группы наиболее тугоплавких ЛЭ, замещающих преимущественно Ti, введение (1-2) ат.% которых обеспечивает наибольшее твердорастворное упрочнение TiAl в широком интервале температур (до 900°С). Показана невозможность стабилизации в равновесии с у и а2 «мягких» вязких твердых растворов с неупорядоченной ГЦК кристаллической структурой на основе металлов VIII группы Периодической системы (y-Fe, Ni, Р-Со), присутствие которых обеспечило бы повышение низкотемпературной пластичности сплавов TiAl (по аналогии с известными сплавами Ni3Al типа ВКНА). Установлено, что в системах с металлами IV, V групп возможна стабилизация в равновесии с у и а^ высоколегированных твердых растворов типа a-(Ti,Zr), a-(Ti,Hf) с ГПУ или типа P-(Ti,V), p-(Ti,Nb), P-(Ti,Ta) с ОЦК неупорядоченной кристаллической структурой, которые могут обеспечить некоторый запас пластичности сплавов TiAl. Показана возможность одновременного повышения прочности и вязкости разрушения при стабилизации в равновесии с y-TiAl «жестких» твердых фаз (другие ИМ или тугоплавкие фазы внедрения — бориды и оксиды) для создания на их основе легких, жаропрочных конструкционных сплавов и КМ. Наиболее перспективным для получения КМ, стабильных при t^, превышающих сплавов (Y+04), по крайней мере, на 200-300°С, является использование монокристаллических волокон термодинамически стабильной фазы а-А1203

(сапфир) с низкой плотностью (3,97 г/см3), высокой (т (~2050°С), имеющих хорошую физико-химическую и механическую совместимость с ИММ на основе сплавов (у+10об.%а2).

2. Разработаны физико-химические подходы к выбору пар «упрочняющая фаза/ИММ» для КМ с высокой термической стабильностью, предназначенных для длительной высокотемпературной службы. Показано, что решающими характеристиками являются не только прочность исходных составляющих КМ, их объемная доля, взаимное расположение и схема армирования, но и термическая стабильность компонентов КМ в контакте друг с другом, определяющаяся физико-химической совместимостью (отсутствием интенсивного взаимодействия между компонентами КМ) и механической совместимостью (согласованностью КТР компонентов КМ).

3. Установлены критерии термической устойчивости КМ с ИММ, упрочненных тугоплавкими оксидами: а) термодинамическая устойчивость самого оксида, которая тем больше, чем меньше свободная энергия образования Гиббса; б) низкая растворимость оксидов в расплавах и в твердых ИММ; в) отсутствие физико-химического взаимодействия между оксидом и материалом матрицы с образованием более сложного оксида; г) низкая скорость развития диффузионных процессов в волокне и в матрице, обусловленная легированием наиболее тугоплавкими компонентами с низкой скоростью диффузии в матрице, а также низкой скоростью диффузии кислорода в некоторых оксидах.

4. Выявлены факторы, оказывающие влияние на взаимодействие на межфазной границе волокно/матрица, прочность и термическую стабильность КМ: условия получения КМ (схема твердофазного и/или жидкофазного компактирования, температура); взаимодействие основных или легирующих компонентов КМ с активными компонентами внешней среды, участвующими в технологическом процессе получения КМ (атмосфера процесса, примеси (особенно газовые), связки в порошковых матрицах, материал технологического оборудования: контейнера, изложницы и др.).

5. Установлены два механизма упрочнения КМ инертными фазами: 1) дисперсные равномерно распределенные в ИММ частицы упрочняют матрицу, стабилизируют границы зерен, вытянутые при деформации и/или направленной рекристаллизации, а уменьшение доли поперечных границ зерен обеспечивает повышение сопротивления ползучести при высоких температурах; 2) волокна не упрочняют ИММ, а ИММ консолидирует волокна и обеспечивает передачу нагрузки от волокна к волокну, что позволяет реализовать прочность самих волокон и повысить выше /ра6 легированной матрицы. Установлено, что для КМ, армированных высокопрочными волокнами, необходимо выполнение обоих условий—физико-химической и механической совместимости упрочняющего волокна и ИММ, тогда как для КМ, армированных частицами, механическая совместимость матрицы и упрочняющих частиц не является обязательной.

Практическая ценность работы. Разработан новый термически стабильный, легкий, жаропрочный и жаростойкий КМ типа «А^ОзГПА!» с высоким сопротивлением ползучести и длительной прочностью (170 МПа при 1000°С и 120 МПа при 1050°С) при температурах, превышающих ?ра6 матрицы ТЧА1 на 200-300°С; с высокой удельной длительной 100-часовой прочностью (43,6 МПа/(г/см3) при 1000°С и 30,7 МПа/(г/см3) при 1050°С), что выше, чем у лучших Ыьсуперсплавов; с высоким сопротивлением окислению при 1000°С на воздухе (привес в 25-50 раз ниже, чем для известных сплавов на основе "ПА1). У нового КМ I б выше /раб ИММ и "Л -сплавов и соответствует средне-легированных т-сплавов. Результаты исследования могут быть использованы при проектировании термически стабильных КМ нового поколения на других более тугоплавких основах и при разработке технологических процессов получения деталей из данных КМ. Это открывает перспективы дальнейшего повышения ¿ра6 ряда деталей (например, лопаток) ГТД новых поколений.

Основные положения, выносимые на защиту;

1. Обоснование физико-химических подходов к выбору пар «упрочняющая фаза/ИММ» для КМ с высокой термической стабильностью, предназначенных для длительной высокотемпературной службы.

2. Анализ диаграмм состояния систем Т1-А1-Х (X — металл, металлоид, элемент или фаза внедрения), установление закономерностей взаимодействия алюминидов титана (у и о^) с указанными элементами или фазами и выбор на этой основе: 1) гетерофазных (у+а^) сплавов на основе "ПА1 с повышенной жаропрочностью и вязкостью разрушения в качестве ИММ; 2) упрочняющих термодинамически стабильных фаз внедрения, находящихся в равновесии с алюминидами титана (у и с^), для создания легких, термически стабильных, жаропрочных КМ. Оценка роли физико-химической и механической совместимости ИММ и упрочняющих фаз при выборе пар для формирования КМ с повышенной термической стабильностью, армированных дисперсными частицами или непрерывными волокнами упрочняющих фаз.

3. Обоснование, выбор и опробование способов получения КМ с ИММ на основе ПА1 применительно к характеру физико-химического взаимодействия ИММ с упрочняющими фазами и разному типу упрочнения: частицами или волокнами фаз внедрения.

4. Сравнительный анализ двух механизмов упрочнения КМ с ИММ при температурах, превышающих гра6 ИММ: 1) создание направленных структур, границы зерен в которых стабилизированы тугоплавкими частицами оксидной фазы, за счет чего происходит повышение жаропрочности и жаростойкости ИММ; 2) консолидация волокон упрочняющей оксидной фазы при их пропитке расплавом ИММ и направленной кристаллизации за счет взаимодействия волокон и ИММ.

5. Разработка термически стабильного, легкого, жаропрочного и жаростойкого КМ с ИММ на основе Т1А1, упрочненного монокристаллическими волокнами сапфира (А1203), имеющего на 200-300°С выше ^ ИММ на основе ТШ. Исследование микроструктуры, жаропрочности и жаростойкости указанных КМ.

Апробация результатов работы. Основные результаты исследований доложены и обсуждены на: Всероссийской молодежной научной конференции «XXIV Гагаринские чтения», Россия, Москва, 1998; Третьем Международном аэрокосмическом конгрессе IAC2000, Москва, 2000; Международной конференции «Теория и практика технологий производства изделий из композиционных материалов и новых металлических сплавов -21 век», Россия, Москва, 2001; Proceedings 15th International Plansee Seminar «Powder Metallurgical High Performance Materials», Austria, Tyrol, Reutte, 2001; Межотраслевой научно-практической конференции «Проблемы создания новых материалов для авиакосмической отрасли в XXI веке», Россия, Москва, 2002; IV, V, VI Уральских школах-семинарах металловедов-молодых ученых, Россия, Екатеринбург, 2002, 2003, 2004; Proceeding 16th International Plansee Seminar «Powder Metallurgical High Perfermance Materials», Austria, Tyrol, Reutte, 2005.

Публикации. Основные результаты диссертации отражены в 20 публикациях в отечественных и зарубежных изданиях, список которых приводится в конце автореферата.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов, списка литературы из 174 наименований, общим объемом 147 страниц машинописного текста, включая 42 рисунка и 9 таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность решаемой проблемы разработки физико-химических критериев выбора пар «упрочняющая фаза/ИММ» для термически стабильных КМ, предназначенных для длительной высокотемпературной службы, а также актуальность разработки на основе указанных критериев термически стабильного, легкого, жаропрочного и жаростойкого КМ типа «Al203/TiAl» с высокой длительной прочностью и сопротивлением ползучести, с высокой удельной 100-часовой прочностью, /ра6 которого выше 'раб Ti-сплавов и матрицы TiAl и соответствует t^ Ni-сплавов. Сформулирована цель исследования, показана научная новизна и практическая значимость работы, приведены основные положения, выносимые на защиту.

Первая глава посвящена анализу состояния вопроса разработки и исследования в нашей стране и за рубежом известных жаропрочных КМ с металлической или интерметаллидной матрицей, упрочненных частицами или волокнами тугоплавких прочных фаз внедрения—оксидов, боридов, карбидов.

Выявлены основные причины деградации КМ различного типа, предназначавшихся для создания жаропрочных конструкционных материалов для деталей ГТД и других авиационно-космических аппаратов в качестве замены жаропрочных сплавов на основе П и Ni: 1) физико-химическая несовместимость компонентов КМ, то есть высокая активность матрицы и упрочняющей фазы по отношению друг к другу, интенсивное взаимодействие на межфазной

границе волокно/матрица в условиях нагрева при длительной высокотемпературной службе; 2) механическая несовместимость компонентов КМ, то есть значительное различие КТР упрочняющего волокна и матрицы, вызывающее разрушение жаропрочного КМ в условиях длительного высокотемпературного циклирования.

Анализ работ показал, что высокая термическая стабильность характеризует три вида КМ, состоящих из упрочняющей фазы и ИММ, находящихся в равновесии друге другом: 1) «естественные» КМ, получаемые in-situ при PC и РП, упрочненные дисперсными частицами тугоплавких фаз внедрения; 2) «естественные» направленно закристаллизованные КМ эвтектического типа, упрочненные волокнами (пластинами) второй фазы (металл, фаза внедрения, другой ИМ); 3) искусственные КМ, получаемые пропиткой волокон из наиболее термодинамически стабильных фаз внедрения (оксидов) расплавом ИММ под давлением. Применительно к матрицам на основе TiAI наиболее перспективными являются первый и третий виды КМ, так как не обнаружены соответствующие участки диаграмм состояния «Ti-Al-тугоплавкая фаза внедрения» эвтектического типа, являющиеся основой выбора «естественных» КМ, кроме того, в ИММ происходят фазовые превращения (эвтектоидный распад a-Ti<-»a2+Y при ?эвте1ст0ид~1120°С), препятствующие образованию совершенной структуры ИММ этот типа.

На основании проведенного анализа были сформулированы задачи данного исследования.

Во второй главе приведено описание получения сплавов ИММ, упрочняющих фаз и КМ, а также описание методов исследования структуры, фазового состава и свойств сплавов и КМ.

Химический состав исследованных сплавов, полученных в виде слитков и предназначенных для ИММ в КМ (ат.%): Ti-48A1, Ti-48Al-lZr, Ti-49Al-l,3V, Ti-47A1-1,4Mn, Ti-48 Al-0,5 V-0,5Mn, Б-46А1- INb, Ti-48 AI-1,6Nb-03C, ТИ8А1-1 Та, Ti-48Al-lHf, ТИ7А1, И-4бА1-2Сг. Слитки диаметром 6-8 мм, весом 10 гвыплавляли в электродуговой печи с нерасходуемым W-электродом с 3-5-кратным переплавом в атмосфере аргона с разливкой в медные изложницы. Слитки диаметром 150-250 мм, весом 20 кг изготавливали дуговой вакуумной плавкой (ДВП) с расходуемым электродом с 2-кратным переплавом в атмосфере аргона с разливкой в медный водоохлаждаемый кристаллизатор.

В качестве упрочняющих волокон использовали волокна SiC диаметром 135-145 мкм, полученные газофазным методом, волокна сплава (ат.%) Ti-7Al-lV диаметром 100 мкм, а также монокристаллические сапфировые волокна (а-А1203) с нестандартной конфигурацией поперечного сечения (размером 80-100 мкм, длиной до 60-150 мм), полученные методом внутренней кристаллизации (МВК) по технологии, разработанной в ИФТТ РАН. Кроме того, в качестве упрочняющей фазы были использованы частицы диборида титана TiB2, сформированные в ИММ при PC и РП.

Микроструктуры исследовались с помощью оптических («Neophot-2», «Neophot-32») и сканирующего электронного («Leo-430») микроскопов.

Фазовый состав определяли рентгеновским фазовым анализом (РФА) на дифрактометре «Дрон-3», совмещенном с компьютером PC AT. Распределение элементов в структурных составляющих и поверхность изломов изучали микрорентгеноспектральным анализом (МРСА) и фрактографическим анализом соответственно на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) MSM-5 типа МИНИ-СЭМ, СЭМ в комплекте с рентгеноспектральным микроанализатором «Супер-зонд» JXA-33 и СЭМ «Leo-430» с приставкой «Link Pentafit».

Испытания образцов сплавов ИММ на растяжение проводили на воздухе при температурах 20-850°С на 5-кратных образцах с диаметром рабочей части 3,0 мм; испытания на 3-х точечный изгиб проводили при комнатной температуре на образцах сечением 2x4 мм, длиной 40 мм; испытания на ползучесть КМ проводили на образцах диаметром 5,0 мм, длиной 60 мм при температурах от 850 до 1100°С в вакууме по схеме 3-х точечного изгиба (для интерпретации полученных данных использовалась специальная методика, разработанная в ИФТТ РАН); определяли твердость по Виккерсу при нагрузке 20 кг и микротвердость при нагрузке 100 г. В качестве экспрессного и экономичного метода для сравнительной оценки жаропрочности сплавов ИММ использовали измерение твердости до 1100°С при вдавливании в поверхность образца пирамидального индентора с углом при вершине 136±1° из синтетического сапфира под нагрузкой 2 кг в атмосфере аргона. Жаростойкость сплавов ИММ и КМ определяли методом регистрации привеса после окисления на воздухе при температуре 1000°С и выдержках в течение 10,30,50 и 100 часов.

В третьей главе проведен анализ тройных ДС систем Ti-Al-X (X - металл, металлоид, элемент или фаза внедрения). С целью поиска ЛЭ для твердо-растворного упрочнения у и с^ фаз, поиска вязких фаз на основе металлов с неупорядоченной ГЦК, ОЦК или ГПУ кристаллической решеткой, поиска фаз внедрения или других ИМ, способных обеспечить упрочнение сплавов (у+о^), и обоснованного выбора жаропрочных и жаростойких матриц TiAl+ЛЭ и упрочняющих фаз для КМ были проведены систематизация и анализ имеющихся данных по строению тройных ДС Ti-Al-X, растворимости ЛЭ в алюминидах титана и информации о фазах, находящихся в равновесии с этими алюминвдами.

Фаза у имеет упорядоченную (Ll0) ГЦТ кристаллическую структуру и образуется при /Ш1=1450°С по перетектической реакции L+a-Ti<-»y, а фаза о^ имеет упорядоченную (D019) ГТГУ кристаллическую структуру и образуется ниже 1200°С при упорядочении твердого раствора a-Ti.

Сплавы на основе моноалюминида титана у состава ТЦ44-49)ат.%А1, содержащие 90 об.% у и 10 об.% а^, являются наиболее перспективной основой ИММ для КМ, так как в данной области существует температурная зависимость линии a-Ti/(a-Tr+7), эвтектоидное превращение a-Tw-xxj+y при <звгекговд 1120°С, ограничивающее /раб сплавов (у+а^), и переменная взаимная растворимость у и &2 фаз от ¿эвтектоид до 20°С, что позволяет управлять структурой сплавов (y+ctj) в данном интервале концентраций при использовании различных режимов термической и термопластической обработок и получать гетерофазные (у+с^)

сплавы, способные обеспечить повышенную трещиностойкость и вязкость разрушения порядка 15-30 МПа-м1Д ниже температуры перехода из пластичного в хрупкое состояние (.'11/х) за счет ветвления трещины на межфазной границе в сплавах с ламельной структурой.

На характер замещения позиций "Л и А1 и на растворимость Л Э в решетках алюминидов титана оказывают влияние как размерный и электрохимический факторы, так и различия в электронном строении переходных <&-металлов и непереходных ^металлов. И и А1 являются электроположительными металлами и имеют близкие атомные размеры, однако "Л - переходный ^-металл, а А1 -непереходный зр-металл.

Наибольшая растворимость (5-20 ат.%) ЛЭ в у и а2 характерна для переходных А-металлов V группы (V, №>, Та), замещающих Т1 Несколько ниже (2-10 ат.%) растворимость у переходных ^-металлов IV, VI-VIII и I групп: 7л, Ш и Сг замещают Т1 в у и щ-, Мо, Ие и Си замещают А1 в у и с^; № и Аи замещают равновероятно АКТ! в у и с^; Мп замещает А! в у и Т1 в а2. Наблюдается высокая растворимость (от 2-10 до 100 ат.%) электроположительных непереходных ^-металлов групп: Са, 1п и Бп замещают А1 в у и с^.

Рассмотрение фаз, находящихся в равновесии с у и с^, показало, что повышение пластичности сплавов (у+с^) путем стабилизации в равновесии с у и СХ2 фазами вязких твердых растворов с ОЦК (Сг, Мо, а-Ие, б-Мп), ГЦК (у-Мп, у-Бе, р-Со, Си, Аи) или ГПУ (а-Со, Яи) неупорядоченной структурой невозможно, так как в этих тройных системах твердые растворы на основе двойных Т1хМеу (Сг, Мп, ¥е, N1, Со, Ли), а также тройных Т]хМеуА12 (Мо, Бе, Со, №, Ли, Си, Аи) соединений перекрывают область взаимодействия между с^, у фазами и вязкими твердыми растворами на основе ОЦК, ГЦК или ГПУ металлов. В системах с Н£ 7г, V, а также с ИЬ, Та в равновесии с с^ и у находятся высоколегированные твердые растворы на основе Р-(ТДОе)/а-СП,Ме) (рис. 1 а), а в системах с Ре, Со, Си, Хп, Сг, Мп в равновесии с у находятся соединения

ММ/, MeAl

x,-Ti25Me10Al65 TiMeAl2

"ri VTiMeA1 4 T4-TiMe2Al TIAI

TÍMe, TiMe Ti,Me p-7?TÍ

Рис. 1. Схемы тройных систем Ti-Al-Me: а — Me - металлы IV, V групп: Zr, Hf, V, Nb, Ta (частично Мо); б—Me - металлы VIII, I групп: Fe, Со, Ni, Cu, Au (частично Сг, Мо, Мп, Ru).

Т125Ме10А165 (тгфаза) на основе Т1А13 с ГЦК упорядоченной (Ы2) кристаллической структурой (рис. 1 б) наряду с другими тройными ИМ.

Возможным способом повышения низкотемпературной пластичности или вязкости разрушения сплавов (т^с^) является введение ЛЭ, имеющих меньший атомный радиус, чем атомный радиус Т1 и А! и замещающих А1 в решетке 7 (А§, Аи, Си, ве, 81, Мп, Ре, Со, N1, Мо, XV, возможно Тс, Яе, Об, Ни, 1г, ЯЬ, И, Р<3). Эти элементы понижают содержание А1 в у фазе, что уменьшает силу ковалентной связи П-А1, активирует скольжения единичных дислокаций и двойникование в двухфазных (у+а2) сплавах. Другая возможность — стабилизация в равновесии со сплавами (у^-о^) более пластичной составляющей, например, твердого раствора на основе ¡З-'П/а-Тл с неупорядоченной ОЦК/ГПУ кристаллической структурой в системах с Щ Ъх, V, №>, Та.

Максимальное твердорастворное упрочнение может быть достигнуто при максимальном изменении периода кристаллической решетки у за счет введения ЛЭ, атомный радиус которых больше атомного радиуса Т1 и А1 (Ът, Бс, №>, Та, У, Ьа), что подтверждается экспериментальными данными о влиянии легирования на прочность и жаропрочность литых сплавов (у+о^) (рис. 2). Общая закономерность: ЛЭ, являющиеся р-стабилизаторами с большим атомным радиусом, чем атомный радиус И и А1 (Н£ Ъх, N1), Та), замещают позиции Т1 в решетке у и повышают прочностные свойства (жаропрочность) сплавов Т1А1. Тогда как введение ЛЭ с меньшим атомным радиусом, чем атомный радиус Т1 и А1 (V, Мп) приводит к разупрочнению сплавов Т1А1 при высоких температурах и больших временах нагружения.

-10 -8 -6 -4 -2 0 2 4 6 8 10

Рис. 2. Корреляция между механическими свойствами сплавов Ть48ат.%А1 (Т1А1) + (1-2) ат.% ЛЭ и относительным изменением атомного радиуса (Дгат= 100%-(гатА|(Т,'-гатлэ)/гатА1(т,)) при введении в у-Т1А1 ЛЭ, замещающих позиции А1 (Мп) или позиции И (Н£ Ъх, >1Ь, V).

Для выбора тугоплавких упрочняющих фаз внедрения для КМ с ИММ (у+с^) была проведена оценка стабильности в равновесии с гетерофазными (у+а2) сплавами наиболее тугоплавких и термодинамически стабильных фаз внедрения (физико-химической и механической совместимости). Установлено, что термодинамически стабильные карбиды и нитриды титана и других переходных металлов IV, V групп не находятся в равновесии с алюминидами титана (у и с^) и не могут использоваться в качестве упрочняющих фаз для создания термически стабильных КМ с ИММ (у+<х2) из-за образования тройных легкоплавких карбидов или нитридов, перекрывающих область взаимодействия между TixAly, TiC, TiN и другими термодинамически стабильными монокарбидами и мононитридами. Перспективным является использование в качестве упрочнения частиц термодинамически стабильной фазы TiB2 с плотностью 4,45 г/см3 и („„ 3000°С для получения КМ типа «TiB2/TixAly» методом in-situ путем PC и РП благодаря низкой взаимной растворимости в твердом состоянии, низкой склонности к диссоциации алюминидов титана до и низкой плотности компонентов, несмотря на плохую согласованность КТР TiB2 (КТР=6,2'10"6 град:1) и сплавов (у+10об.%а2)(КТР=1010'6 град"1). Благодаря тому, что частицы полностью окружены матрицей, разница в КТР не будет ухудшать характеристик прочности сплава и может даже способствовать некоторому повышению его вязкости разрушения за счет нарушения сплошности межфазной границы, благодаря изменению направления распространения трещины и ее ветвлению на межфазной границе.

Наиболее термодинамически стабильным, находящимся в равновесии с у и ct2 фазами, является оксид А1203 с низкой плотностью (3,97 г/см3) и высокой tm (2050°С). Хорошая физико-химическая и механическая совместимость монокристаллических волокон сапфира (КТР=(8-11)10~6 град"1) с ИММ (у+10об.%а2) (КТР=1010"6 град"1), доступность этих OB, полученных МВК, делает пару: упрочняющая фаза — монокристаллические волокна сапфира (А1203) и ИММ — сплавы (у+10об.%а2) практически идеальной для создания КМ с высокой стабильностью в условиях термоциклирования при /рвб, превышающих ^ ИММ, по крайней мере, на 200-300°С.

В качестве основы потенциальных материалов ИММ для КМ, упрочненных монокристаллическими волокнами сапфира, рассматривались сплавы (у+10об.%<х2) на основе TiAl состава ТЦ46-49)ат.%А1. Выбор ЛЭ для литейных сплавов данного типа осуществлялся на основании сравнения результатов кратковременных и длительных испытаний на «горячую» твердость и испытаний на растяжение литейных сплавов на основе TiAl.

В литом состоянии все сплавы имели ламельную микроструктуру (зерна с чередующимися пластинами у и а2 фаз): либо мелкозернистую в слитках диаметром 6-8 мм с дендритным параметром в центре слитка 10 мкм, размером зерна 20-60 мкм и ламельным параметром 0,2-1,3 мкм, либо крупнозернистую в слитках диаметром 150-250 мм с дендритным параметром в центре слитка 80-140 мкм, с размером зерна в периферийной зоне слитка 500-1000 мкм, в столбчатой зоне слитка 500-1000 мкм при длине дендритов 5-12 мм и в

Температура, *С

Рис. 3. Ламельная микроструктура (а) и температурная зависимость твердости (б) литых сплавов на основе Т1А1 (Ти48ат.%А1+ЛЭ) с крупнозернистой структурой.

центральной зоне слитка 2000-5000 мкм, с ламельным параметром от 0,7-1,2 до 1,8-2,6 мкм (рис. 3 а).

Кратковременные испытания всех исследованных сплавов Т1А1 на «горячую» твердость (рис. 3 6) показали тенденцию к увеличению твердости с повышением температуры до 300-700°С, что коррелирует с аномальным ростом предела текучести с повышением температуры как для литых сплавов Т1А1 с крупнозернистой структурой, так и для литых и отожженных сплавов Т1А1 с мелкозернистой структурой.

Длительные испытания на «горячую» твердость при 800°С сплавов ТШ показали, что твердость всех сплавов резко понижается при увеличении времени выдержки под нагрузкой от 1 до 5 мин и далее мало меняется до 1 ч; 1 -часовая длительная твердость возрастает при переходе от нелегированного Ть48ат.%А1 сплава (900-1000 МПа) к сплавам с 1ат.%У(1200МПа),с 1ат.%ЫЬи 1,6ат.%ЫЬ-0,Зат.%С (1300-1600 МПа) и с 1ат.%2г (Н^ (1900 МПа), что коррелируют с полученными данными по кратковременной и длительной (до 100 ч) прочности при температурах 800-825°С.

По совокупности данных «горячей» твердости и прочности литейные сплавы на основе Т1А1 с (1 -2) ат.% тугоплавких Р-стабилизаторов Ъх, Н£ №>, Та, замещающих Т1 в у, обладают наилучшей жаропрочностью, тогда как сплавы с Мп, замещающим А1 в у, в том числе в сочетании с менее тугоплавким Р-стабилизатором V уступают вышеупомянутым сплавам по жаропрочности.

Большой интерес представляло изучение механизмов окисления и влияния ЛЭ на окисление сплавов ТШ для выбора ИММ КМ типа «А120/ПА1». Анализ литературных данных показал, что в чистом кислороде Т1А1 образует непрерывную пленку А1203, которая обладает защитными свойствами до 1200-1425°С. На воздухе образование непрерывной защитной пленки А12Оэ в ТШ затруднено в связи с тем, что "П является сильным оксидообразователем и нитридообразователем, а стабильность Т1 и А1 в кислороде практически

одинакова. Поэтому наблюдается образование нитридов титана и конкуренция оксида А1203 с оксидами титана (наиболее стабильный ТЮ2), причем скорость роста Ti02 больше, чем А1203, и ТЮ2 не рассматривается как защитный оксид для TiAl на воздухе выше 500-600°С.

До сих пор не обнаружены ЛЭ для сплавов у и (у+а2), введение которых приводило бы к образованию непрерывной защитной пленки А1203 на воздухе. Во всех случаях образуется многослойная, гетерофазная пленка Al203+Ti02. Большое значение имеет морфология выделений А1203, когда они образуются как внутренние оксиды, расположенные перпендикулярно к поверхности, то они не обладают защитными свойствами, когда же внутренне окисление подавлено, то они образуются как внешние оксиды в виде слоистой «сетки», которая тормозит окисление. Анализ литературных данных и результаты собственных исследований показали, что W, Mo, Nb, Та и Si резко улучшают сопротивление окислению сплавов TiAl за счет уменьшения скорости роста смешанной пленки А1203+ТЮ2 или пленки ТЮ2, подавления внутреннего окисления, улучшения морфологии выделений А1203, а также за счет уменьшения диффузионной подвижности кислорода; Si обогащает нижние слои пленки и границу пленка/сплав, образуя Si02. Тогда как Zr, Hf и V менее эффективно улучшают, а Мп и Сг ухудшают сопротивление окислению сплавов TiAl за счет образования на границе пленка/сплав слоя, обедненного алюминием и обогащенного кислородом, ускорения роста ТЮ2, ухудшения морфологии выделенийА12Оэ.

Таким образом, на основании проведенного анализа влияния ЛЭ на жаростойкость и механические свойства сплавов (y+Oj) в качестве ИММ для КМ, упрочняемых монокристаллическими волокнами сапфира (А1203), были выбраны сплавы на основе TiAl состава Ti-48ar.%Al, легированные (1 -2) ат.% Nb, Та, Zr (и Si), показавшие высокие характеристики жаропрочности; для сравнения был использован сплав с 1,3 ат.% V, имевший более низкие характеристики жаропрочности.

В четвертой главе описано получение и приведены результаты исследований КМ с матрицей на основе TiAl, упрочненных традиционными волокнами SiC или частицами TiB2.

Получение КМ типа «SiC/TiAl» осуществлялось методом жидкофазной пропитки пучка волокон SiC диаметром 135-145 мкм при температуре 1500°С под давлением 50 МПа расплава матрицы на основе сплава ТМ6ат.%А1-2ат.%Сг в течение 1 мин, что позволило подучить плотный, но хрупкий КМ, упрочненный волокнами SiC (70-75 об.%). В процессе пропитки даже при кратковременном контакте расплава матрицы TiAl с материалом волокна SiC произошла взаимная диффузия компонентов матрицы и волокна, в результате чего вокруг волокна образовалась трехслойная кольцевая диффузионная зона: I cnott-Al7Ti2Si, II aiofi-Ti3(Al,Si)2 и III cnott-Ti2(Al,Si), что свидетельствует о высокой реакционной активности компонентов матрицы TiAl по отношению к волокнам SiC при применении жидкофазной технологии.

Была проведена оценка возможности получения КМ типа «БЮ/ТЬМ» путем сочетания жидкофазного и твердофазного процессов методом плазменного напыления в вакууме гранул матрицы на основе сплава Ть47ат.%А1 размером 30-70 мкм на навитое на подложку с шагом 190 мкм волокно БЮ диаметром 140 мкм. Данным способом был получен полуфабрикат, представляющий собой монослой КМ, упрочненный (30-35) об.% ¿¡С, с матрицей, имеющей мелкокристаллическую структуру (у+а-ТЧ). Это позволило получить 4-х слойный КМ путем компактирования листовых полуфабрикатов в условиях ГИП (100 МПа, 1150°С, 30 мин в вакууме), имеющий матрицу (у+о^). Испытания этих КМ на 3-х точечный изгиб при комнатной температуре показали хорошее сцепление на межфазной границе и удовлетворительную прочность (500 МПа).

Получение КМ типа «ТШ2/ТцА1у» осуществлялось РС в аргоне при 1000°С в течение 1 ч исходной смеси порошков "Л, А1 и В (40:40:20 мас.% или 20:40:40 ат.%) с последующим ее ступенчатым переплавом и с добавлением компонентов матрицы П и/или А1. Первичный КМ после РС при 1000°С представлял собой неоднородную матрицу (ПА13-ну) с расположенными по границам зерен частицами боридов в виде пластин размером до 3 мкм при их объемной доле 60 об.%.

Было изучено влияние последовательности введения основных компонентов матрицы (П и/или А1) при комбинировании РС и РП на фазовый состав, структуру и свойства КМ типа «ТШ/ГцА^».

По данным РФА и МРСА в первичном КМ и в КМ после РП/ДВП значительная часть атомов А1 замещает атомы Л в бориде, и последний имеет состав (Тц.хАуВз-

Разбавление одного первичного КМ алюминием 5,6 мас.%, а другого — 100 мас.% (равного весу сплава) привело к уменьшению объемной доли пластин боридов размером 1 -3 мкм до 55 об.% и до 25 об.% соответственно, а также к появлению в структуре матрицы наряду с "ПА13 твердого раствора на основе А1 (при увеличении содержания А1, которым разбавлялся КМ при РП/ДВП). Разбавление первичного КМ титаном 35 мас.% привело к образованию матрицы с ламельной (у+с^) микроструктурой и к увеличению размеров боридов до 2-5 мкм при их объемной доле 40 об.%. Разбавление первичного КМ сначала титаном (35 мас.%), а затем алюминием 5 мас.% привело к увеличению размеров боридов до 3-6 мкм при их объемной доле 35 об.% в ламельной (у+о^) матрице, а разбавление первичного КМ сначала алюминием (100 мас.%), а затем титаном 50 мас.% привело к уменьшению объемной доли боридов до 15 об.% и их размеров до 1-3 мкм в у матрице.

Была предпринята попытка повышения механических свойств КМ типа «ТШ2/Т1А1» путем их армирования волокном (проволокой) из Тьсплава (ат.%) *П-7А1-1 V. КМ данного типа был получен плазменным напылением в вакууме гранул материала матрицы 15об.%ТШ2/(у+а2) на навитые на подложке с шагом 150 мкм волокна из Тьсплава диаметром 100 мкм. После напыления и быстрого охлаждения полученный полуфабрикат представлял собой монослой КМ, упрочненный 12 об.% волокон Тьсплава, с матрицей, имеющей неравновесный

состав (г^-а-И). После ГИП (100 МПа, 1150°С, 30 мин в вакууме) матрица приобрела равновесный фазовый состав и мелкозернистую дуплексную микроструктуру: зерна у и зерна с ламельной (у4-^) структурой. Испытания полученных КМ на 3-х точечный изгиб при комнатной температуре показали, что КМ с матрицей упрочненный 15 об.% частиц ТлВ2, имел предел

прочности на изгиб <7^=690 МПа, что в 1,6 раз больше, чем у исходного сплава (у+а2) матрицы (стизг=440 МПа), а КМ 15об.%Т5В2/(у+02), армированный волокном из Тьсплава, имел 0^=830 МПа, что в 1,9 раз больше, чем у матрицы (у+Оз) и в 1,2 раз больше, чем у КМ 15об.%Т1В2/(у+а2).

Пятая глава посвящена обоснованию выбора, получению и исследованию КМ нового типа «А1203/Т1А1» с ИММ на основе сплавов выбранного состава Ть48ат.%А1 и Ть(46-49)ат.%А1 с (1-2) ат.% 2т, МЬ, Та, V, упрочненных монокристаллическими волокнами сапфира, полученными МВК, а также исследованию структуры и свойств этих КМ.

Оригинальный способ получения монокристаллических сапфировых волокон МВК, разработанный под руководством проф., д.ф.-м.н. Милейко С.Т., позволил изготовить их в количествах, достаточных для получения КМ по применяемой в ИФТТ РАН технологии пропитки волокон расплавом ИММ под давлением.

В отличие от твердофазных методов компактирования метод жидкофазной пропитки под давлением пучка волокон монокристаллического сапфира расплавом ИММ на основе сплавов Т^А! обеспечивает целостность волокна. Технология получения данных КМ включала литье в течение 2,5 мин под давлением 0,6 МПа расплава матрицы при 1600°С в кварцевую оболочку, содержащую монокристаллические волокна А1203; охлаждение до 1450°С за 10 мин. Данным способом были получены прутки КМ А120/ПА1 диаметром 5 мм и длиной 60-65 мм с объемной долей волокон сапфира (20-25) об.%.

Волокна А1203 (темного цвета), имеющие нестандартное сечение, связанное со способом их получения МВК, однородно распределены по сечению КМ А120/ПА1 (рис. 4 а), что свидетельствует о хорошей их смачиваемости расплавом матрицы на основе ИА1. Взаимодействие волокон А1203 с расплавом матрицы Т1А1 привело к скруглению первоначально острых ребер волокон А1203 (рис. 4 б), что говорит о небольшой растворимости волокна А1203 в перегретом на 150°С расплаве ТШ. В КМ матрица сохранила ламельную (у+а2) микро-

Рис. 4. Общий вид (а), микроструктура (б) и излом (в) поперечного сечения КМ А120/ПА1 (СЭМ).

структуру (рис. 4 б). Вследствие контакта расплава матрицы "ПА1 со стенками кварцевой оболочки в процессе получения КМ произошло растворение до 2,02,5 ат.% Й! в матрице, что привело к образованию в структуре матрицы включений (рис. 4 б), которые могут быть представлены как Т55(А1,81)з на основе фазы "П^з, в которой часть атомов 81 замещается атомами А1.

Взаимодействие между волокном А1203 и расплавом матрицы ТхА! привело к образованию высокопрочной границы волокно/матрица в данных КМ А120/ПА1, что обеспечивает хорошую когезию на границе (рис. 4 в).

Сплав матрицы Ть48ат.%А1+( 1 -2)ат.%ЛЭ (2т, >Пз, Та, V) с ламельной (7+02) микроструктурой имел достаточно высокую жаропрочность: напряжение разрушения за 100 ч ст100=250-280 МПа при 800°С и ст100=180-210 МПа при 825°С; однако экстраполяция ст100 до более высоких температур предсказывает резкое снижение характеристик жаропрочности уже при 850"С.

Испытания КМ А1203ЛПА1 на ползучесть по схеме 3-х точечного изгиба, проведенные при температурах выше 850°С в вакууме, показали, что напряжение, вызывающее 1 %-ую деформацию ползучести за 100 ч убывает с увеличением температуры испытания от 850 до 1100°С: при 850°С а1/100=2Ю МПа, при Ю00оСст1/]00=170 МПа, при 1050°С ст1/1ОО=120 МПа и при 1100°С ст1/100=40МПа. Легирование основного сплава матрицы Т1А1 цирконием не изменяет сопротивления ползучести КМ, а введение в матрицу Т1А1 ниобия уменьшает его.

Сравнение длительной (а100) и удельной длительной прочности (ст100/р) современных Ыьсуперсплавов, сплавов на основе ИМ и КМ с различным типом упрочнения, в том числе КМ А120/ПА1, показало (рис. 5), что как по длительной, так и по удельной длительной прочности КМ А120/ПА1 выгодно отличаются от сплавов Т1А1 благодаря высокой прочности упрочняющих волокон сапфира в ИММ и низкой плотности ИММ на основе сплавов Т1А1 и волокон сапфира.

При упрочнении волокнами сапфира КМ с ИММ (7+012) сохраняется низкая пластичность при температурах ниже /п/х. Возможным путем повышения вязкости разрушения КМ этого типа может являться некоторое ослабление чередующихся участков межфазной границы А120/ПА1 с тем, чтобы вызвать затупление вершины трещины, ее ветвление и изменение направления ее распространения на межфазной границе, в частности, путем замены в матрице Т1А1 части И на №>, но не более 0,5 ат.%, так как введение больших количеств №э, как показал эксперимент, приводит к слишком сильному ослаблению связи на межфазной границе А1203ГПА1.

Изучение окисления сплавов Т1А1 и КМ А1203/Т1А1 при 1000°С за 100 ч на воздухе (рис. 6) показало, что исходный сплав Т1-48А1 имел наименьшую стойкость против окисления из всех исследованных сплавов матриц и КМ, что связано с образованием на поверхности окалины чередующихся участков грубо и мелко дисперсных оксидов А1203 и ТЮ2. Исследование матричного сплава, содержавшего до 2,5 ат.% Б* (ТМБАН-БО» полученного в тех же условиях, что и КМ, показало, что наличие повлияло не только на фазовый состав матрицы (включения Т15(81 Д1)3 фазы), но и на стойкость против окисления и строение окалины. В данном сплаве образовались несплошные слоистые выделения БЮ2

1000.

М'-супеосплавы

ЗЗСММоШи

!бо «

с г

140

ВКНА-1В моно 1

25А1АЛТА1

600 800 1000 1200 Температура, °С

1100°С 1200°С

2СМ№«А1

¡30

т о а

(В X

л

Сплавы

1000°С 1050°С 1100=0

к т

6,5

Композиты

43,б| г

<

5

§

N

30,7

Рис. 5. Температурная зависимость длительной прочности (а) и удельная длительная прочность (б) некоторых современных жаропрочных №-суперсплавов, сплавов на основе ИМ (ТхА1, №3А1 типа ВКНА) и КМ разного типа.

/—Т1-48А1

2 — Б-48А1+2,5&

3 — А1203/Т1-48А1-1гн-2,581 4—А1203/П-49 А1-1,3 У+2,5

5 — А1203/Т1-48А1-1Та+2,581

6 — А1203Л1-46А1-1ЫЬ+2,581

7 — А1203ЛП-48А1+2,581

8 — Т1-47А1-1,5МЬ 9—ТЬ-50А1-181

20 30 40 50 60 70 Время, ч

Рис. 6. Привес сплава (ат.%) Т1-48А1 и КМ А120/ПА1+ЛЭ при 1000°С в зависимости от времени выдержки на воздухе, а также данные по привесу сплавов (ат. %) Т1-47А!-1,5ЫЬ и Ть50А1-181 при 950°С.

в наружном смешанном слое ТЮ2+А1203, а во внутреннем слое преобладали компактные выделения А1203, что привело к повышению стойкости против окисления по сравнению с исходным сплавом ТМ8А1.

Наилучшей стойкостью против окисления на воздухе обладал КМ А1203ЛП-48А1+81, что связано с образованием на внешней поверхности практически сплошного слоя оксида БЮ2 и находящегося под ним слоя чередующихся участков А1203 и ТЮ2 с преобладанием оксида А1203. У КМ А120/П-46А1-1МЬ+81 и А1203/ТМ8А1-1Та+81 стойкость против окисления находится приблизительно на том же уровне, что и у КМ А1203/Ть48А1+81. Это связано с подавлением внутреннего окисления и с образованием А1203 в качестве наружного поверхностного оксида в виде слоистой «сетки» с замкнутыми ячейками, которая может рассматриваться как барьер, тормозящий диффузионные процессы в ячейках «сетки» - «островках» ТЮ2. КМ А120/П-49 А1-1,3\H-Si по стойкости против окисления несколько уступает КМ с матрицами Ть48А1+81, Л-46А1-1 М>+& или П-48А1-1 Та+81 за счет образования выделений А1203 в виде «сетки» с незамкнутыми ячейками и существования непрерывных областей выделений ТЮ2 на поверхности, способствующих интенсивному окислению. При окислении КМ А1203/Т1-48А1-17г+81 в приповерхностных слоях матрицы образовались внутренние выделения А1203, перпендикулярные к поверхности, что привело к быстрому росту окалины на основе ТЮ2 на поверхности, в связи с чем КМ с матрицей Ть48А1-1 ¿г+Б! уступает по стойкости против окисления КМ с матрицами "ПА1, легированными 81, №и-81 и Та+в^ хотя КМ с матрицей Т1А1, легированной гг+81, более стоек, чем исходный сплав Т1-48А1.

Общим для всех исследованных КМ и сплавов матриц при окислении 1000°С за 100 ч на воздухе являлось обогащение кислородом до 5-25 ат.% границы окалина/матрица, имеющей состав о^ фазы (30-40 ат.%А1). Коррозия на границе волокно/матрица у всех исследованных КМ отсутствовала, что указывает на высокую стабильность системы А1203-(ПА1+ЛЭ)-0.

Таким образом, КМ с монокристаллическими сапфировыми волокнами (20-25 об.% А1203), полученными методом внутренней кристаллизации, и матрицей (у-Т1А1+а2-Т13А1) на основе литейных сплавов состава Ть48ат.%А1, легированных (1 -2) ат.% 2г, Та, 81, полученные методом жидкофазной пропитки оксидных волокон расплавом ИММ под давлением, показали высокие характеристики сопротивления ползучести при температурах до 1050°С и высокую стойкость против окисления на воздухе при температурах до 1000°С, что на 250-300°С превышает потолок ¿раб сплавов ИММ на основе Т1А1 и на400-450°С превышает *ра6 Тьсплавов. Полученный комплекс свойств определяется высокой прочностью границы раздела волокно/матрица, а также введением в матрицу легирующих элементов.

выводы

1. Выбран наиболее эффективный способ повышения гра6 деталей авиационно-космических двигателей, которым является создание КМ с жаропрочной ИММ, более тугоплавкой, жаростойкой и легкой, чем традиционные сплавы на основе титана и никеля, армированных непрерывными волокнами термодинамически стабильных тугоплавких прочных фаз.

2. Выявлены основные причины деградации известных жаропрочных КМ: 1) физико-химическая несовместимость компонентов КМ, то есть высокая активность материалов матрицы и упрочняющей фазы по отношению друг к другу; 2) механическая несовместимость компонентов КМ, то есть значительное различие КТР упрочняющего волокна и матрицы, резко ухудшающее стойкость КМ при термоциклировании.

3. Показано, что наиболее перспективной основой для создания КМ с ИММ являются сплавы (y-TiAl+a^-TijAl) на основе моноалюминида титана у-TiAI с упорядоченной (L10) ГЦТ кристаллической структурой, 1450°С, плотностью 3,8-4,0 г/см3.

4. На основании анализа известных тройных ДС систем Ti-Al-X (X -легирующий металл, элемент или фаза внедрения) установлена невозможность стабилизации в равновесии с алюминидами титана (y-TiAl, Oj-TijAl) вязких твердых растворов с неупорядоченной ГЦК кристаллической структурой на основе металлов VIII, I групп Периодической системы (y-Fe, Ni, Р-Со, Cu, Aa), присутствие которых обеспечило бы повышение низкотемпературной пластичности сплавов TiAI. Однако, в системах с металлами IV, V групп (Zr, Hf, V, Nb, Та) возможна стабилизация в равновесии с y-HAl и o^-TijAl высоколегированных твердых растворов типа a-(Ti,Zr), a-(Ti,Hf) с ГПУ или P-(Ti,V), p-(Ti,Nb), p-(Ti,Ta) с ОЦК неупорядоченной кристаллической структурой, которые в определенных условиях способны обеспечить некоторый запас низкотемпературной пластичности сплавов TiAI. Показано, что тугоплавкие монокарбиды или мононитриды переходных металлов IV, V групп не могут использоваться в качестве упрочняющих фаз для создания термически стабильных КМ с ИММ (y-TiAl+a2-Ti3Al) в связи с тем, что тройные легкоплавкие карбиды или нитриды перекрывают область их взаимодействия с алюминидами титана. Высокая термическая стабильность характеризует КМ типа «TiB2/TiJ(Aly», получаемые in-situ путем РС (РП), упрочненные дисперсными частицами, и КМ, получаемые армированием ИММ (y-TiAl+o^-TijAI) волокнами термодинамически стабильных фаз внедрения - оксидов, например, А1203, который имеет низкую плотность (3,97 г/см3), высокую t^ (2050°С).

5. Изучены КМ с ИММ (у-ТШ+Юоб.Уоо^-Т^ Al) с различным типом упрочнения: частицами TiB2, волокнами SiC, волокнами Ti-сплава. Высокая реакционная активность расплава TiAI rto отношению к волокнам SiC делает нецелесообразным получение жаропрочных конструкционных материалов из КМ типа «SiC/TiAl» методом пропитки волокон расплавом ИММ. Эффект от упрочнения частицами TiB2 относительно невелик даже при сочетании с армированием волокнами Ti-сплава.

6. Установлена корреляция между данными по жаропрочности, оцененными экспрессным методом измерения «горячей» кратковременной (до 1000°С) и длительной (при 800°С) твердости, и механическими свойствами на растяжение при 800-825°С сплавов Т1А1. Характеристики жаропрочности сплавов "ПА1 с (1-2) агг.% тугоплавких (3-стабшшзаторов (Щ 1г, 1ЧЬ, Та), замещающих Т1 в у-Т1А1, являются максимальными (ст1008йо=250-280 МПа и а100825= 180-210 МПа).

7. На основании имеющихся данных о влиянии ЛЭ на свойства сплавов Т1А1 для ИММ высокотемпературных КМ, получаемых по жидкофазной технологии, выбраны литейные (у-Т1А1+02-Т13А1) сплавы состава ТЬ48ат.%А1, легированные (1-2) ат.% Ъх, ЫЬ, Та, V (и БО, которые должны обеспечить жаростойкость и жаропрочность при температурах более 750-900°С на воздухе.

8. Впервые получены совместно с ИФТТ РАН пропиткой пучка ОВ расплавом ИММ под давлением КМ с ИММ (у-Т1А1+10об.%а2-Т13А1), упрочненные монокристаллическими сапфировыми волокнами (20-25 об.%А1203), полученные методом внутренней кристаллизации. Хорошая физико-химическая и механическая совместимость АЬ03 (КТР=(8-11 )• 10"6 град"1) со сплавами (у-Т1А1+1 Ооб^/оо^-Т^А!) (КТР= 10-1 О^град"1) обеспечивает высокую стабильность данных КМ. Исследование полученных КМ типа «А1203АПА1» показало, что хорошая смачиваемость ОВ расплавом ИММ обеспечивает однородное распределение ОВ в ИММ и высокую прочность границы ОВ/ИММ, что определяет высокое сопротивление ползучести КМ при температурах вплоть до 1050°С (0,94 от ^ете1сгоид или 0,72 от (т матрицы, когда ее прочность мала) благодаря консолидации высокопрочных ОВ с помощью материала ИММ, что позволяет нагружать ОВ до высоких напряжений и передавать нагрузку от волокна к волокну. Данные КМ имеют высокое сопротивление ползучести (напряжение, вызывающее 1 %-ую деформацию ползучести за 100 ч) при 1000°С равное 170 МПа, при 1050°С равное 120 МПа и высокую удельную длительную прочность при 1000°С равную 43,6 МПа/(г/см'), при 1050°С равную 30,7 МПа/(г/см3), что превышает характеристики известных КМ.

9. Изучено сопротивление окислению и механизмы образования защитных оксидных пленок на ИММ легированных сплавов (у-Т£А1+<х2-Т43А1) и на КМ с данными ИММ, упрочненных сапфировыми волокнами. Установлено, что наилучшим сопротивлением окислению на воздухе при 1000°С обладают КМ, упрочненные волокнами А1203 с ИММ, легированной 81, а также совместно легированной №+81 илиТа+Б!, благодаря образованию сплошного наружного слоя 8Ю2 или слоистой параллельной поверхности образца «сетки» А1203 с замкнутыми ячейками, которая является барьером, тормозящим диффузионные процессы в ячейках «сетки» - «островках» ТЮ2. Привес этих КМ при 1000°С за 100 ч на воздухе составил 20-40 г/м , тогда как сплавы Т5А1 имеют привес порядка 1000 г/м2. Коррозия на границе волокно/матрица у всех исследованных КМ отсутствует, что указывает на высокую стабильность системы А1203-(Т1А1+ЛЭ)-0.

10. Впервые полученные совместно с ИФТТ РАН композиционные материалы нового типа «А1203ЛПА1» позволили повысить /ра6 до 1000-1050°С, что на 250-300°С выше /ра6 ИММ (у-^^о^-Т^А!) на основе Т1А1 и на 400-

450°С выше /раб Ti-сплавов. Это делает перспективным применение

разработанных материалов для замены сплавов на основе Ti и Ni в части деталей

(например, лопаток) ГТД, работающих при температурах от 750 до 900-1000°С.

Материалы диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Антонова A.B. Исследование структуры и свойств литых сплавов на основе TÎA1 // Сборник тезисов Всероссийской молодежной научной конференции «24 Гагаринские чтения» 7-11 апреля, 1998 г., Москва, 1998, Ч. 1, с. 123-124.

2. Поварова К.Б., Антонова A.B., Калита В.И., Толстобров Ю.О. Структура композиционного материала на основе TiAl, полученного пропиткой волокон SiC расплавом или напылением гранул TiAl // Металлы, 2000, № 5, с. 101-107.

3. Поварова К.Б., Толстобров Ю.О., Антонова A.B. Получение композиционных материалов TiAl-TiB2 методами реакционного спекания и сплавления // Металлы, 2000, №6, с. 100-107.

4. Поварова К.Б., Толстобров Ю.О., Антонова A.B. Получение КМ на основе TiAl методами реакционного спекания и/или сплавления // Третий Международный аэрокосмический конгресс IAC2000: Сборник тезисов. Москва, 23-27 августа 2000 г. — М.: СИП РИА, 2000, с. 103.

5. Mileiko S.T., Povarova К.В., Korzhov V.P., Serebryakov A.V., Kolchin A.A., Kiiko V.M., Starostin M.Yu., Sarkissyan N.S., Antonova A.B. High-temperature creep of sapphire-fibre/titanium-aluminide-matrix composites // Scripta Materialia, 2001, v. 44, №10, p. 2463-2369.

6. Povarova K.B., Mileiko S.T., Sarkissyan N.S., Antonova A.B., Serebryakov A.V., Kolchin A.A., Korzhov A.V. Sapphire/TiAl composites - structure and properties // Proceedings 15th International Plansee Seminar, Eds. G. Kneringer, P. Rodhammer, H. Wildner, Plansee Holding AG, Reutte, Tyrol, Austria, 2001, v. 1, p. 636-646.

7. Поварова К.Б., Банных O.A., Казанская Н.К., Антонова A.B. Жаропрочные композиты с металлической и интерметаллидной матрицей, упрочненные частицами или волокнами оксидов, боридов, карбидов. 1. // Металлы, 2001, №5, с. 68-78.

8. Поварова К.Б., Банных O.A., Казанская Н.К., Антонова A.B. Жаропрочные композиты с металлической и интерметаллидной матрицей, упрочненные частицами или волокнами оксидов, боридов, карбидов. II. Физико-химическая стабильность композитов с интерметаллидной матрицей, упрочненных фазами внедрения // Металлы, 2002, № 1, с. 52-71.

9. Поварова К.Б., Антонова A.B., Саркисян Н.С., Серебряков A.B., Колчин A.A., Коржов В.П., Старостин М.Ю., Кийко М.В., Милейко С.Т. Сапфир-ПАГловые композиты // Труды международной конференции 30 января - 2 февраля 2001 г. МГУ. «Теория и практика технологий производства изделий из композиционных материалов и новых металлических сплавов - 21 век». — М., 2001, с. 328-335.

10. Поварова К.Б., Банных O.A., Антонова A.B. Физико-химические подходы к созданию композитов с интерметаллидной матрицей для высокотем-

пературной службы // Проблемы создания новых материалов для авиакосмической отрасли в XXI веке. Тезисы докладов межотраслевой конференции. — М.: ФГУП "ВИАМ", 2002, с. 35.

11. Антонова А.В. Композиты на основе TiAl/Al203 // IV Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых, посвященная 130-летию со дня рождения С.С.Штейнберга. Материалы Международной молодежной научно-практической конференции. Екатеринбург, 18-23 ноября 2002 г. — Екатеринбург: ГОУ УГТУ-УПИ, 2002, с. 93.

12. Поварова К.Б., Банных О.А., Антонова А.В. Закономерности взаимодействия алюминидов титана с легирующими элементами как основа разработки жаропрочных сплавов и композитов // Металлы, 2002, № 6, с. 55-67.

13. Поварова К.Б., Антонова А.В., Заварзина Е.К., Титова Т.Ф. Экспрессная оценка жаропрочности литейных сплавов TiAl // Металлы, 2003, № 1, с. 91-98.

14. Поварова К.Б., Антонова А.В., Банных И.О. Высокотемпературное окисление сплавов на основе TiAl // Металлы, 2003, № 5, с. 61-72.

15. Антонова А.В. Высокотемпературное окисление сплавов на основе ПА1 // V Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых, посвященная памяти профессора М.И. Гольдштейна. Сборник тезисов. Екатеринбург, 17-22 ноября 2003 г. — Екатеринбург: Изд-во Уральского университета, 2003, с.71.

16. Поварова К.Б., Антонова А.В., Казанская Н.К. Закономерности взаимодействия алюминидов титана с легирующими элементами и фазами внедрения - основа выбора термически стабильных сплавов и композитов II Перспективные материалы, 2004, № 5, с. 5-15.

17. Антонова А.В. Закономерности взаимодействия алюминидов титана с легирующими элементами и фазами внедрения // VI Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых. Сборник тезисов. Екатеринбург, 2-4 ноября 2004 г. — Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2004, с. 25.

18. Поварова К.Б., Казанская Н.К., Дроздов А.А., Антонова А.В. Изучение возможности создания термически стабильных конструкционных материалов на базе алюминидов переходных металлов систем Ni-Al-X, Ru-Al-X, Ti-Al-X, где X - легирующий элемент или фаза // Металлы, 2005, № 2, с. 78-87.

19. Povarova К.В., Antonova A.V., Bannykh I.O., Drozdov А.А. Oxidation at 1000°C of TiAl-based alloys and composites with TiAl matrix reinforced by single-crystalline sapphire fibers // Proceedings 16th International Plansee Seminar, 2005, Eds. G. Kneringer, P. Rodhammer, H. Wildner, Plansee Holding AG, Reutte, Tyrol, Austria, 2005, v. l,p. 1150-1158.

20. Поварова К.Б., Антонова A.B., Бурмистров В.И., Скачков О.А. Тройные диаграммы состояния Al-Ti(Ni,Ru)-Me как основа выбора слоистых композитов на основе алюминидов, содержащих вязкую составляющую // Металлы, 2005, № 3, с. 75-82.

Подписано в печать 19.10.2005 г. Заказ № 32. Тираж 100 экз. Объем 1 п.л. Отпечатано в ООО «Интерконтакт наука», Москва, Ленинский пр. 49.

№25890

РНБ Русский фонд

2006-4 28459

Введение.

Глава 1 АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР. ЖАРОПРОЧНЫЕ КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ С МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ И ИНТЕРМЕТАЛЛИДНОЙ МАТРИЦЕЙ, УПРОЧНЕННЫЕ ЧАСТИЦАМИ ИЛИ ВОЛОКНАМИ ОКСИДОВ, БОРИДОВ, КАРБИДОВ.

1.1 Искусственные композиционные материалы с металлической или интерметаллидной матрицей, упрочненные металлическими или керамическими волокнами.

1.2 «Естественные» композиционные материалы.

1.3 Способы получения композиционных материалов с интерметаллидными матрицами.

1.3.1 Реакционное спекание или реакционное сплавление композиционных материалов, упрочненных частицами фаз внедрения.

1.3.2 Направленная кристаллизация естественных композиционных материалов.

1.4 Обоснование выбора пар для стабильных искусственных композиционных материалов с интерметаллидной матрицей, упрочненных фазами внедрения.

1.4.1 Характеристики фаз внедрения.

1.4.2 Порошковые композиционные материалы с дисперсными частицами оксидных фаз.

1.4.3 Композиционные материалы с интерметаллидной матрицей, упрочненные оксидными волокнами.

1.5 Выводы по главе 1.

1.6 Цель и задачи исследования.

Глава 2 СПОСОБЫ ПОЛУЧЕНИЯ СПЛАВОВ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ МАТРИЦ,

УПРОЧНЯЮЩИХ ФАЗ, КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ ИХ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ.

2.1 Получение сплавов на основе TiAl для интерметаллидных матриц.

2.2 Упрочняющие фазы.

2.3 Способы получения композиционных материалов.

2.4 Методы исследования структуры, фазового состава и свойств.

Глава 3 УСТАНОВЛЕНИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТЕЙ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ

АЛЮМИНИДОВ ТИТАНА С ЛЕГИРУЮЩИМИ ЭЛЕМЕНТАМИ И ФАЗАМИ ДЛЯ ОБОСНОВАНИЯ ВЫБОРА ЖАРОПРОЧНЫХ И ЖАРОСТОЙКИХ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ С МАТРИЦЕЙ

Ti-AI.

3.1 Двойная система Ti-AI.

3.2 Характерные особенности строения тройных диаграмм состояния систем Ti-AI-Me, где Me - легирующий металл или металлоид.

3.2.1 Твердорастворное легирование алюминидов титана.

3.2.2 Фазы, находящиеся в равновесии с алюминидами титана.

3.3 Возможность использования легирования для повышения жаропрочности и низкотемпературной пластичности TiAl.

3.3.1 Рабочие температуры.

3.3.2 Низкотемпературная пластичность.:.

3.3.3 Упрочнение алюминидов титана.

3.3.4 Плотность.

3.4 Характерные особенности строения тройных диаграмм состояния систем Ti-AI-X, где X - элемент или фаза внедрения и выбор фаз внедрения для упрочнения композиционных материалов с интерметаллидной матрицей на основе TiAl.

3.5 Выбор литейных жаропрочных сплавов на основе TiAl для интерметаллидных матриц в композиционных материалах, упрочненных монокристаллическими сапфировыми волокнами.

3.5.1 Микроструктура литейных сплавов на основе TiA.

3.5.2 Экспрессная оценка жаропрочности литейных сплавов на основе TiAl методом измерения «горячей» твердости.

3.5.2.1 Влияние легирования на кратковременную «горячую» твердость сплавов (Y-TiAI+a2-Ti3AI).

3.5.2.2 Длительная «горячая» твердость сплавов на основе TiAl.

3.5.3 Сравнение характеристик жаропрочности TiAl и Ni3AI, имеющих аномальную температурную зависимость предела текучести, перспективы повышения жаропрочности сплавов TiAl путем легирования.

3.6 Изучение жаростойкости литейных сплавов на основе TiAl.

3.6.1 Анализ механизмов образования защитной оксидной пленки на TiAl и других интерметаллидах.

3.6.2 Окисление сплавов на основе TiAl.

3.6.3 Обоснование выбора легирующих добавок для повышения жаростойкости сплавов TiAl и композиционных материалов.

3.7 Механическая совместимость компонентов, составляющих композиционный материал.

3.8 Выводы по главе 3.

Глава 4 ИССЛЕДОВАНИЕ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ С МАТРИЦЕЙ

TiAl, УПРОЧНЕННЫХ КАРБИДАМИ (SiC) И БОРИДАМИ (TiB2).

4.1 Композиционные материалы типа «SiC/TiAl» и их получение пропиткой волокон SiC расплавом или напылением гранул материала матрицы TiAl

4.1.1 Получение композитов типа «SiC/TiAl» пропиткой волокон SiC расплавом материала матрицы TiAl.

4.1.2 Структура и свойства композитов типа «SiC/TiAl», полученных пропиткой волокон SiC расплавом материала матрицы TiAl.

4.1.3 Получение композитов типа «SiC/TiAl» напылением гранул сплава матрицы TiAl на волокно SiC.

4.2 Композиты типа «TiB2/TixAly» и их получение методом реакционного спекания.

4.2.1 Разработка метода получения композитов с матрицей TiAl, упрочненных (15-60)o6.%TiB2 путем реакционного спекания и реакционного сплавления.

4.2.2 Структура и фазовый состав композитов типа «TiB2/TixAly».

4.2.3 Композиты системы Ti-AI-B типа «TiB2/TiAI», упрочненные волокном сплава титана.

4.3 Выводы по главе 4.

Глава 5 ПОЛУЧЕНИЕ И ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ

КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ ТИПА «А1203ГПА1».

5.1 Выбор способа получения композитов с матрицей из сплавов на основе TiAl, упрочненных непрерывными оксидными волокнами.

5.2 Получение композитов с матрицей на основе сплавов TiAl, упрочненных монокристаллическими волокнами сапфира.

5.3 Микроструктура и излом композитов типа «АЬО/ПА!».

5.4 Механические свойства композитов типа «AI203/TiAI».

5.4.1 Испытания на ползучесть.

5.4.2 Длительная и удельная длительная прочность композитов.

5.4.3 Низкотемпературная пластичность и вязкость разрушения композитов.

5.4.4 Процессы на межфазной границе волокно/матрица.

5.5 Потенциальные рабочие температуры композитов.

5.6 Стойкость композитов типа «Al203/TiAI» против окисления.

5.7 Выводы по главе 5.

Эффективность авиационных газотурбинных двигателей (ГТД) и «горячих» деталей других типов летательных аппаратов возрастает с повышением рабочих температур (tpa6)- Успехи в создании жаропрочных сплавов на основе железа, никеля, кобальта [1,2] позволили поднять \раб деталей современных ГТД до 1000-1100°С (никелевые суперсплавы) и до 600°С (титановые сплавы). Более высокий уровень температур может быть достигнут как за счет новых решений конструкторов в разработке систем охлаждения двигателя, так и путем создания жаропрочных сплавов нового поколения, способных работать при более высоких температурах, чем применяющиеся традиционные никелевые суперсплавы (tpa6<1050°C) и титановые сплавы (tpa6<600°C), более легких и стойких против газовой коррозии при tPa6 по сравнению с указанными применяющимися традиционными сплавами. Тугоплавкие металлы - тантал, ниобий, молибден, вольфрам и высокопрочные сплавы на их основе являются слишком тяжелыми для авиации и не обладают необходимой жаростойкостью в окислительных средах, к которым относятся продукты сгорания топлив, образующие рабочий газ в ГТД. В то же время известные легкие жаростойкие сплавы систем Ni-AI, Fe-Cr-AI и малолегированные сплавы хрома недостаточно прочны при температурах выше 1100°С [3].

Одним из наиболее эффективных способов повышения \.ра5 «горячих» деталей авиационно-космических двигателей является создание композиционных материалов (КМ) с матрицей, более тугоплавкой легкой жаропрочной и жаростойкой, чем применяющиеся традиционные сплавы на основе никеля и титана, упрочненных дисперсными частицами, дискретными или непрерывными волокнами более тугоплавких прочных и «жестких» фаз, чем матрица.

Разнообразные комбинации упрочняющих фаз и матриц, способов изготовления из них КМ позволяют получать широкий спектр материалов с комплексом желательных свойств.

Основой для разработки нового поколения легких, жаростойких и жаропрочных материалов для матриц КМ являются интерметаллиды (ИМ) с упорядоченной кристаллической структурой, прежде всего, наиболее легкие из них -алюминиды титана: y-TiAl, a2-Ti3AI, TiAI3.

Сплавы на основе алюминидов титана с пластинчатой (ламельной) структурой (y-TiAI+a2-Ti3AI) обладают высокой температурой плавления (tnn=14470C для у-TiAI), низкой плотностью (р=3,6-4,0 г/см3), высокой стойкостью против окисления до 900°С на воздухе, в продуктах сгорания топлив и в других агрессивных средах, высокой длительной прочностью и сопротивлением ползучести до 800-900°С, высокой трещиностойкостью (KiC=15-30 МПа-м1/2) при температурах ниже температуры перехода из пластичного в хрупкое состояние (tn/x 600-700°С). В связи с этим данные сплавы представляют собой практически идеальную матрицу для создания на их основе КМ. Сильные ковалентные связи Ti-AI обеспечивают повышение энергии активации диффузионных процессов в y-TiAl, замедляют развитие процессов ползучести при температурах ниже 800°С и обеспечивают высокую жесткость в широком интервале температур: модуль упругости Юнга (Е) y-TiAl при комнатной температуре составляет 160-180 ГПа, что выше, чем для титановых сплавов (100 ГПа), но несколько ниже, чем и приближается к таковым для никелевых сплавов (200 ГПа); с повышением температуры он медленно снижается до 150 ГПа при 900°С, приближаясь к значениям, характерным для никелевых сплавов при этой температуре [4,5]. К достоинствам конструкционных материалов на основе y-TiAl может быть отнесена аномальная температурная зависимость предела текучести сплавов на основе TiAl (повышение сто,2 с увеличением температуры до 600-750°С) [4,6-8]. Замена жаропрочных сплавов на основе титана, никеля, железа на материалы из алюминидов титана и КМ с матрицей на их основе позволит снизить вес деталей на 20-50%, что в свою очередь позволит увеличить отношение тяги к весу и позволит повысить tpa6 на 200-400°С по сравнению с титановыми сплавами.

Недостатком сплавов на основе y-TiAl является их хладноломкость, обусловленная особенностями кристаллического строения и межатомной связью.

В настоящее время широким фронтом ведутся работы в двух основных направлениях.

1. Повышение характеристик прочности, жаропрочности, низкотемпературной пластичности и/или вязкости разрушения и tpa6 сплавов на основе y-TiAl выше 750-800°С путем создания в сплавах специальных структурно-фазовых состояний при легировании и/или при термической и термопластической обработках.

2. Создание КМ, упрочненных волокнами карбида кремния (SiC), производство которых налажено за рубежом в промышленных масштабах.

Установлено, что мелкозернистые почти однофазные структуры y-TiAl, полученные изотермической деформацией [9], обеспечивают повышение низкотемпературной пластичности (удлинение (5) до 4-6%) при невысокой трещиностойкости (К-ю менее 15-20 МПа-м1/2) и предопределяют низкое сопротивление ползучести при высоких температурах. Одновременное повышение сопротивления ползучести при tpa6 и высокой трещиностойкости при температурах ниже tn/x может быть достигнуто при формировании в гетерофазных сплавах ~П-(46-48)ат.%А1 крупнозернистых ламельных структур (y-TiAI+(3-10)o6.%a2-Ti3AI), в которых работа распространения хрупкой трещины возрастает за счет увеличения пути ее распространения из-за ветвления трещины на межфазных границах у-~ПА1/а2-~ПзА1, двойниках и зубчатых границах зерен [6,7,10-13].

Исследовано влияние практически всех возможных легирующих элементов (ЛЭ) и их комбинаций на структуру и свойства сплавов на основе TiAI. В обобщенном виде оптимальный состав сплавов (y-TiAi+a2-Ti3AI) на основе TiAI может быть описан как Ti - (44-50) ат.% AI - (1-3) ат.% V, Сг, Мп - (2-4) ат.% Nb, Та, W, Мо [6,8,14]. Формирование в сплавах TiAI заданных структурно-фазовых состояний позволяет в настоящее время считать, что в этой сфере достигнуты значительные успехи, которые дают возможность изготавливать ряд критических деталей для аэрокосмической техники вплоть до деталей сложной формы [58,13,15,16]. Ведутся работы по разработке и созданию специализированного технологического оборудования для реализации технологических процессов, обеспечивающих формирование специальных структурно-фазовых состояний при термопластической обработке (например, при изотермической деформации (горячее изостатическое прессование (ГИП), прокатка) и др.), которые улучшают либо низкотемпературную пластичность сплавов TiAI с мелкозернистой однофазной y-TiAl структурой, либо жаропрочность сплавов TiAI с крупнозернистой гетерофазной (y-TiA[+a2-Ti3AI) структурой.

Интенсивные исследования по созданию доступных КМ с матрицей из сплавов на основе титана или алюминидов титана (а2-Т1зА1, y-TiAl), упрочненных частицами SiC или высокопрочными непрерывными волокнами SiC, показали, что главным недостатком КМ этого типа является деградация структуры и механических свойств из-за интенсивного взаимодействия волокон SiC с матрицей TixAly в процессе получения и длительной высокотемпературной службы. Для предотвращения взаимодействия на межфазной границе SiC/TixAly, которое сопровождается образованием промежуточных хрупких соединений, на поверхность волокон наносятся барьерные покрытия (например, углерод), препятствующие взаимной диффузии компонентов волокна и матрицы, обеспечивающие прочную адгезию и высокие механические свойства КМ в течение ограниченного времени.

Это широко используется в многочисленных попытках создать дееспособный жаропрочный КМ типа «SiC/TixAly».

Следует признать, что оба указанных направления имеют недостатки, которые практически не позволяют получить материал с tpa6 выше 800°С.

Для повышения жаропрочности ведутся работы по созданию in-situ КМ, упрочненных дисперсными частицами фаз внедрения, методами реакционного спекания (PC) или реакционного сплавления (РП), т.к. в этом случае не происходит взаимодействия между компонентами матрицы и упрочняющей фазы при длительной высокотемпературной службе, возможно только некоторое укрупнение упрочняющих частиц. Однако такие КМ не обладают достаточно высокой низкотемпературной пластичностью и сопротивлением коррозии, а их tpa6 определяются tpa6 матрицы.

Таким образом, назрела необходимость создания термически стабильных, .легких, жаропрочных конструкционных материалов (сплавов или КМ), с высокой удельной прочностью, высокими жаропрочностью и жаростойкостью. Эти материалы должны иметь tpa6 выше tpa6 титановых сплавов и способны заменить более тяжелые никелевые сплавы при температурах 850-1050°С, что очень важно для обеспечения высокого уровня служебных характеристик ряда ответственных деталей ГТД.

Однако, для создания таких материалов отсутствовала необходимая теоретическая и экспериментальная база, отсутствовали систематизация данных о стабильности «жестких» твердых упрочняющих фаз (фазы внедрения, другие ИМ) и «мягких» вязких фаз (твердые растворы на основе металлов с неупорядоченной кристаллической структурой) в равновесии с y-TiAl, критерии выбора упрочняющих фаз (состав, морфология, способ введения в матрицу на основе TiAl), не были обоснованы механизмы упрочнения матрицы на основе TiAl фазами разных типов.

В связи с этим для разработки термически стабильного, легкого, жаропрочного и жаростойкого КМ с интерметаллидной матрицей (ИММ) на основе гетерофазных сплавов (y-TiAl+аг-Т1зА1) и дальнейшего развития КМ с ИММ на основе TiAl было необходимо разработать физико-химические подходы к созданию термически стабильных, легких, жаропрочных и жаростойких КМ с ИММ на основе TiAl с tpa6 выше tpa6 сплавов на основе титана или TiAl, изучить строение тройных диаграмм состояния (ДС) в окрестностях алюминидов титана, выявить основные критерии, определяющие выбор пар «упрочняющая фаза/ИММ» для КМ, предназначенных для длительной высокотемпературной службы, с высоким сопротивлением деградации структуры и свойств в целом и для КМ с гетерофазной ИММ на основе сплавов (у-~ПА1+а2-Т|'зА1) в частности, определить наиболее перспективные ЛЭ, позволяющие повысить прочность при высоких температурах, выбрать типы упрочняющих фаз (частицы, волокна) и способы их введения в матрицу на основе TiAl, обеспечивающие равномерное распределение упрочняющих фаз и целостность армирующих волокон при получении компактных КМ.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Обоснование физико-химических подходов к выбору пар «упрочняющая фаза/ИММ» для КМ с высокой термической стабильностью, предназначенных для длительной высокотемпературной службы.

2. Анализ диаграмм состояния систем Ti-AI-X (X - металл, металлоид, элемент или фаза внедрения), установление закономерностей взаимодействия алюминидов титана (y-TiAl и аг-ЛПзА!) с указанными элементами или фазами и выбор на этой основе: 1) гетерофазных (у-Т1А1+а2-Т1зА1) сплавов на основе TiAl с повышенной жаропрочностью и вязкостью разрушения в качестве ИММ и 2) упрочняющих термодинамически стабильных фаз внедрения, находящихся в равновесии с алюминидами титана (y-TiAl и a2-Ti3AI), для создания термически стабильных, легких, жаропрочных КМ. Оценка роли физико-химической и механической совместимости ИММ и упрочняющих фаз при выборе пар для формирования КМ с повышенной термической стабильностью, армированных дисперсными частицами или непрерывными волокнами упрочняющих фаз.

3. Обоснование, выбор и опробование способов получения КМ с ИММ на основе TiAl применительно к характеру физико-химического взаимодействия ИММ с упрочняющими фазами и разному типу упрочнения: частицами или волокнами фаз внедрения.

4. Сравнительный анализ двух механизмов упрочнения КМ с ИММ при температурах, превышающих tpa5 ИММ: 1) повышение жаропрочности и жаростойкости ИММ за счет создания направленных структур, границы зерен в которых стабилизированы тугоплавкими частицами оксидной фазы; 2) «склеивание» волокон упрочняющей оксидной фазы при пропитке пучка волокон расплавом ИММ и направленной кристаллизации.

5. Разработка термически стабильного, легкого, жаропрочного и жаростойкого КМ с ИММ на основе TiAl, упрочненного монокристаллическими волокнами сапфира, имеющего tpa6 на 200-300°С выше tpa6 матрицы на основе TiAI. Исследование микроструктуры, жаропрочности и жаростойкости указанных КМ.

Работа проводилась при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (РФФИ): грант № 00-03-32663 «Разработка физико-химических принципов подбора матриц из сплавов на основе алюминидов никеля и титана для композиционных материалов с оксидным упрочнением», грант № 03-03-32463 «Разработка физико-химических принципов создания термостабильных структурно-фазовых состояний в высокотемпературных материалах на основе интерметаллидов - алюминидов переходных металлов», грант № 04-03-33067 «Разработка физико-химических принципов создания жаропрочных конструкционных композиционных материалов с повышенной низкотемпературной вязкостью разрушения и жаростойкостью на основе легких алюминидов переходных металлов (титана, никеля, железо-хрома), армированных вязкой структурной составляющей»; грант РФФИ по поддержке молодых ученых № 02-03-06514 мае; гранты поддержки научной школы академика О.А. Банных: № 0015-97293 «Развитие физико-химических основ создания высокопрочных сплавов с заданными специальными свойствами» и № 2079.2003.3 «Развитие физико-химических основ создания новых металлических материалов (стали, сплавы и композиты на основе интерметаллидов, композиты, упрочненные сверхтвердыми алмазоподобными фазами, магнитомягкие сплавы) с повышенным в 1,5-3 раза, по сравнению с применяющимися материалами, уровнем свойств»; в интересах Минобороны РФ с Секцией прикладных проблем при Президиуме РАН по х/д № 993 от 27.08.1999 г. «Поисковые исследования в обеспечение разработки новых материалов на основе тугоплавких химических соединений с участием металлов для гиперзвуковых летательных аппаратов» (Шифр «УХИМЕТ»), х/д № 1153/7 от 14.06.2001 г. «Поисковые исследования и разработка принципиально новых высокопрочных материалов для элементов ВВТ на основе коррозионно-стойких свариваемых хромистых сталей, тугоплавких химических соединений, тяжелых сплавов и композитов на основе вольфрама и наноструктурной меди» (Шифр «УНСТИЛ»), государственный контракт № 1362 от 25.03.2004 г. «Поисковые исследования путей создания новых высокопрочных материалов на базе тяжелых сплавов, высокотермостойких и легких конструкционных композитов, а также интерметаллидов и керамик для элементов конструкций вооружения, военной и специальной техники» (Шифр «УГОВОЛ»).

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Выбран наиболее эффективный способ повышения tpa6 «горячих» деталей авиационно-космических двигателей, которым является создание КМ с жаропрочной ИММ, более тугоплавкой, жаростойкой и легкой, чем традиционные сплавы на основе титана и никеля, армированных непрерывными волокнами термодинамически стабильных тугоплавких прочных и «жестких» фаз.

2. Выявлены основные причины деградации известных жаропрочных КМ:

1) физико-химическая несовместимость компонентов КМ, т.е. высокая активность материалов матрицы и упрочняющей фазы по отношению друг к другу;

2) механическая несовместимость компонентов КМ, т.е. значительное различие КТР упрочняющего волокна и матрицы, резко ухудшающее стойкость КМ при термоциклировании.

3. Показано, что наиболее перспективной основой для создания КМ с ИММ являются сплавы (у-Т1А1+а2-Т1зА1) на основе моноалюминида титана y-TiAI с упорядоченной (110) ГЦТ кристаллической структурой, tnn 1450°С, плотностью 3,84,0 г/см3.

4. На основании анализа известных тройных ДС систем Ti-AI-X (X -легирующий металл, элемент или фаза внедрения) установлена невозможность стабилизации в равновесии с алюминидами титана (y-TiAI, a2-Ti3AI) вязких твердых растворов с неупорядоченной ГЦК кристаллической структурой на основе металлов VIII, I групп Периодической системы (y-Fe, Ni, р-Со, Си, Аи), присутствие которых обеспечило бы повышение низкотемпературной пластичности сплавов TiAl. Однако в системах с металлами IV,V групп (Zr, Hf, V, Nb, Та) возможна стабилизация в равновесии с y-TiAI и oc2-Ti3AI высоколегированных твердых растворов типа a-(Ti,Zr), a-(Ti,Hf) с ГПУ или p-(Ti,V), p-(Ti,Nb), p-(Ti,Ta) с ОЦК неупорядоченной кристаллической структурой, которые в определенных условиях способны обеспечить некоторый запас низкотемпературной пластичности сплавов TiAl. Показано, что тугоплавкие монокарбиды или мононитриды переходных металлов IV, V групп не могут использоваться в качестве упрочняющих фаз для создания термически стабильных КМ с ИММ (y-TiAI+a2-Ti3AI) в связи с тем, что тройные легкоплавкие карбиды или нитриды перекрывают область их взаимодействия с алюминидами титана. Высокая термическая стабильность характеризует КМ типа «TiB2/TixAly», получаемые in-situ путем PC (РП), упрочненные дисперсными частицами, и КМ, получаемые армированием ИММ (y-TiAI+a2-Ti3AI) волокнами термодинамически стабильных фаз внедрения - оксидов, например, Al203, который имеет низкую плотность (3,97 г/см3), высокую tnn (2050°С).

5. Изучены КМ с ИММ (y-TiAI+10o6.%a2-Ti3AI) с различным типом упрочнения: частицами Т1В2, волокнами SiC, волокнами из сплава на основе титана. Высокая реакционная активность расплава TiAl по отношению к волокнам SiC делает нецелесообразным получение жаропрочных конструкционных материалов из КМ типа «SiC/TiAl» методом пропитки волокон расплавом ИММ. Эффект от упрочнения частицами TiB2 относительно невелик даже при сочетании с армированием волокнами из сплава на основе титана.

6. Установлена корреляция между данными по жаропрочности, оцененными экспрессным методом измерения «горячей» кратковременной (до 1000°С) и длительной (при 800°С) твердости, и механическими свойствами на растяжение при 800-825°С сплавов TiAl. Характеристики жаропрочности сплавов TiAl с (1-2) ат.% тугоплавких p-стабилизаторов (Hf, Zr, Nb, Та), замещающих Ti в y-TiAl, являются максимальными (аюо80°=250-280 МПа и аюо825=180-210 МПа).

7. На основании имеющихся данных о влиянии ЛЭ на свойства сплавов TiAl для ИММ высокотемпературных КМ, получаемых по жидкофазной технологии, выбраны литейные (y-TiAI+a2-Ti3AI) сплавы состава Ть48ат.%А1, легированные (1-2) ат.% Zr, Nb, Та, V (и Si), которые должны обеспечить жаростойкость и жаропрочность при температурах более 750-900°С на воздухе.

8. Впервые получены совместно с ИФТТ РАН пропиткой пучка ОВ расплавом ИММ под давлением КМ с ИММ (y-TiAI+10o6.%a2-Ti3AI), упрочненные монокристаллическими сапфировыми волокнами (20-25 об.%А1203), полученные методом внутренней кристаллизации. Хорошая физико-химическая и механическая совместимость Al203 (КТР=(8-11)-10"6 град"1) со сплавами (y-TiAI+10o6.%a2-Ti3AI) (КТР=10-10"6 град"1) обеспечивает высокую стабильность данных КМ. Исследование полученных КМ типа «AI203/TiAl» показало, что хорошая смачиваемость ОВ расплавом ИММ обеспечивает однородное распределение ОВ в ИММ и высокую прочность границы ОВ/ИММ, что определяет высокое сопротивление ползучести КМ при температурах вплоть до 1050°С (0,94 от 1ЭВтектоид или 0,72 от t™ матрицы, когда ее прочность мала) благодаря «склеиванию» высокопрочных ОВ между собой материалом ИММ, что позволяет нагружать ОВ до высоких напряжений и передавать нагрузку от волокна к волокну. Данные КМ имеют высокое сопротивление ползучести (напряжение, вызывающее 1%-ую деформацию ползучести за 100 ч) при 1000°С равное 170 МПа, при 1050°С равное 120 МПа и высокую удельная длительная прочность при 1000°С равную 43,6 МПа/(г/см3), при 1050°С равную 30,7 МПа/(г/см3), что превышает характеристики других известных КМ.

9. Изучено сопротивление окислению и механизмы образования защитных оксидных пленок на ИММ легированных сплавов (y-TiAI+a2-Ti3AI) и на КМ с данными ИММ, упрочненных сапфировыми волокнами. Установлено, что наилучшим сопротивлением окислению на воздухе при 1000°С обладают КМ, упрочненные волокнами А1203, с ИММ на основе TiAl, легированной Si, в т.ч. совместно легированной Nb+Si или Та+Si благодаря образованию сплошного наружного слоя Si02 или слоистой параллельной поверхности образца «сетки» Al203 с замкнутыми ячейками, которая является барьером, тормозящим диффузионные процессы в ячейках «сетки» - «островках» ТЮ2. Привес этих КМ при 1000°С за 100 ч на воздухе составил 20-40 г/м2, тогда как сплавы TiAl имеют привес порядка 1000 г/м2. Коррозия на границе волокно/матрица у всех исследованных КМ отсутствует, что указывает на высокую стабильность системы AI203-(TiAI+J13)-0.

10. Впервые полученные совместно с ИФТТ РАН композиционные материалы нового типа «AI203/TiAI» позволили повысить tpa6 до 1000-1050°С, что на 250-300°С выше tPa6 ИММ (y-TiAI+a2-Ti3AI) на основе TiAl и на 400-450°С выше tpa6 сплавов на основе титана. Это делает перспективным применение разработанных материалов для замены сплавов на основе титана и никеля в части «горячих» деталей (например, лопаток) ГТД, работающих при температурах от 750 до 900-1000°С.

1. Sims С.Т., Stoloff N.S., Hagel W.C. Superalloys li. N. Y. et al. 1987 (Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок. М.: Металлургия. 1995).

2. Масленков С.Б., Масленкова Е.А. Стали и сплавы для высоких температур. Справ, изд. В 2-х кн. М.: Металлургия. 1991, 832 с.

3. Банных О.А., Поварова К.Б., Кутьенков В.А., Фридман А.Г., Головкина Т.Е., Заварзина Е.К. Высокотемпературный композиционный материал с металлической матрицей // Металлы. 1992, № 3, с. 145-149.

4. Dimiduk D.M., Miracle D.B., Kim Y.-W., Mendiratta M.G. Recent Progress on Intermetallic Alloys for Advanced Aerospace Systems // ISIJ Intern. 1991, v. 31, N. 10, p.1223.

5. Поварова К.Б., Банных O.A. Принципы создания конструкционных сплавов на основе интерметаллидов // Материаловедение. 1999, № 2, с. 27-33 (Часть 1); № 3, с. 29-37 (Часть 2).

6. Kim Y.-W., Froes F.H. Physical Metallurgy of Titanium Aluminides // Proc. Symp. High-Temperature Aluminides and Intermetallics / Eds. S.H. Whang, C.T. Liu, D. Pope. The Minerals, Metals and Materials Society. Warrendale, PA. 1990, p. 451465.

7. Kim Y.-W. Microstructural Evolution and Mechanical Properties of Forged Gamma Titanium Aluminide Alloy //Acta Metalurgica et Materialia. 1992, v. 40, N. 6, p. 1121.

8. Huang S.C., Chesnutt J.C. Gamma TiAI and its Alloys // Intermetallic Compounds, v. 2. Practice / Ed. Westbrook J.H., Fleischer R.I., Wiley J., Sons Ltd. 1994, v. 2, p. 7390.

9. Имаев В.И., Имаев P.M., Салищев М.Р., Кузнецов А.В., Поварова К.Б. Влияние скорости деформации и размера зерен на пластичность интерметаллида TiAI при комнатной температуре // Металлы. 1996, № 5, с. 135-145.

10. Анташев В.Г., Иванов В.И., Ясинский К.К. Разработка технологии получения литых деталей из интерметаллидного сплава TiAI и их использование вконструкциях // Технология легких сплавов. М.: ВИЛС. 1996, № 3, с. 20-23, с. 100.

11. Банных О.А., Поварова К.Б., Буров И.В., Заварзина Е.К., Титова Т.Ф., Заварзин И.А., Иванов В.И. Структура и некоторые свойства литых сплавов на основе TiAl, легированных V, Nb, Та, Hf, Zr// Металлы. 1998, № 3, с. 31-41.

12. Dimiduk D.M., Miracle D.B., Ward C.H. Development of Intermetallic Materials for Aerospace // Materials Science and Technology. 1992, v. 8, April, p. 367-375.

13. Yamaguchi M. High Temperature Intermetallics with Particular Emphasis on TiAl // Materials Science and Technology. 1992, v. 8, N. 4, p. 299-307.

14. Kannappan A., Fischmeister H.F. High Temperature Stability of Tungsten Fiber Reinforced Nickel Composites // High Temp. Mater. Phenomena. Proc. 4th Nord. High Temp. Symp. NORTEMPS-75. Helsinki. 1975, v. 2, p. 1.

15. Ahlroth R., Kettunen P. Review on Ni- and Co-Base Composite Materials for the Temperature Range of 1000 . 1100°C //Acta Polytechn. Scand. Chemincl. Met. Ser. 1973, N. 112,32 p.

16. Гукасян Л.E., Белов В.В., Рыбальченко М.М., Антипов В.И., Исследование композиционного материала с матрицей из никелевого сплава, армированной вольфрамовой проволокой, при многократном нагреве и охлаждении. М. 1974, 14 с. Деп. В ВИНИТИ 09.08.74.

17. Warren R. The Mechanical Properties of Fibre-Reinforced Superalloy Composites. Amsterdam. 1984, p. 215-237.

18. Еременко В.И. Влияние объемной доли волокон на некоторые закономерности повреждаемости матрицы при термоциклировании композита вольфрам-сплав ЭИ 765 // Физика и химия обработки материалов. 1984, № 2, с. 101.

19. Савицкий Е.М., Поварова К. Б., Макаров П.В. Металловедение вольфрама. М.: Металлургия. 1978, 224 с.

20. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник: В 3 т.: Под общ. ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение. 1996, Т. 1, 992 с; 1997, Т. 2, 1024 с; 2001, Т. 3, Кн. 1, 872 с; 2000, Т. 3, Кн. 2, 448 с.

21. Миротворский B.C., Ольшевский А.А., Поликарпов Ю.А. и др. Влияние состава матрицы на диффузию никеля в вольфрамовое волокно // Физика и химия обработки материалов. 1980, № 6, с. 74.

22. Исайкин А.С., Двойченкова Л.В., Чубаров В.М. и др. О склонности к рекристаллизации дисперсионно-твердеющих вольфрамовых сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. 1980, № 11, с. 38.

23. Поварова К.Б. Конструкционные сплавы вольфрама и рения. В кн. Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова. 60 лет (Сборник научных трудов под ред. Н.П.Лякишева). М.; ЭЛИЗ. 1998, с. 201-212.

24. Васильева А.Г., Устинов Л.М. и др. // Вестник МВТУ. 1991, № 1, с. 91-96.

25. Singh P., Sankar R., Synthesis of 7075AI/SiC Particulate Composite Powders by Mechanical Alloying // Materials Letters. 1998, v. 36, p. 201-205.

26. Чернышева T.A., Коболева Л.И., Болотова Л.К. Дискретноармированные композиционные материалы с матрицами из алюминиевых сплавов и их трибологические свойства // Металлы, 2001, № 6, с. 85-98.

27. Wawer F.E., Whatley W.J. The Effect of Elevated Temperature Exposure on the Properties of SiC/Ti-6AI-4V Composites // Space Age Metals Technology. F.N. Froes, R.A. Cull eds., SAMPLE, Covina, CA. 1988, p. 470-479.

28. Elzey D.M., Wadley H.N.G. // Acta Metallurgica et Materialia. 1993, v. 41, p. 22972316.

29. Krishnamurthy S., Smith P.R., Miracle D.B. Preliminary Evaluation of a Ti-24,5AI-17Nb/SiC Composite // Scripta Metallurgica et Materialia. 1994, v. 31, p. 653-658.35