композитов обеспечивают получение широкого спектра служебных свойств. Для композитов, предназначенных для длительной высокотемпературной службы, решающими моментами при выборе являются не только достигаемые высокие механические свойства, но, главное, их стабильность в течение длительного времени при высоких температурах и нагрузках, в том числе при циклических режимах. Из этого следует что при конструировании высокотемпературных композитов и подборе пар упрочняющая фаза-матрица большое значение приобретают не только прочность исходных составляющих композитов, их объемная доля взаимное расположение и схема армирования, но и термическая стабильность компонентов композитов во взаимном контакте друг с другом, т. е. механическая совместимость (согласованность коэффициентов термического расширения) и физико-химическая совместимость (отсутствие интенсивного взаимодействия компонентов между собой, вызывающего деградацию структуры и свойств как армирующей фазы, так и матрицы). Из высокотемпературных интерметашщдов рассматриваются как перспективные NiAl [14], TiAl [15], фазы на основе системы Ti-Nb-Al [16], а также силициды Nb и Мо [15].

Разработка термически стабильных композитов на основе тугоплавких металлов

В работе [1] развит физико-химический подход к подбору компонентов для термически стабильных композитов, предназначенных для длительной высокотемпературной службы. Результативность этого подхода продемонстрирована на ряде конкретных примеров.

Эффективность газотурбинных двигателей (ГТД) возрастает с повышением температуры как рабочего газа, так и горячих узлов ГТД. Успехи в создании жаропрочных сплавов на основе железа, никеля, кобальта позволяют повысить рабочие температуры деталей современных ГТД до 1000...1100 °С. Дальнейшее повышение температур возможно только за счет новых конструкторских разработок систем охлаждения двигателя и использования более тугоплавких материалов. Однако тугоплавкие металлы - ниобий, молибден, вольфрам и высокопрочные сплавы на их основе имеют высокую плотность и не обладают необходимой жаростойкостью в окислительных средах, создаваемых продуктами сгорания топлива, образующими рабочий газ в ГТД. В то же время известные жаростойкие сплавы систем Ni-Al, Fe-Cr-Al (рис. 3.10) и малолегированные хромовые сплавы недостаточно прочны при температу-

выше 1100°С. Поэтому получили развитие работы по созданию композитов с матрицами из жаростойких сплавов на основе железа, никеля, кобальта, армированными волокнами из сплавов вольфрама, упрочненных рением, оксидом тория, алюмокремнещелочными присад-ми (SiOj, AI2O3, К2О), карбидами (HfC, ZrC). Для приготовления композитов использовали широкий круг методов - пропитку арматуры из вольфрамовой проволоки расплавом матрицы, плазменное напьшение материала матрицы, совместную экструзию, горячее изостатическое щ)ессование, диффузионную сварку (W-волокно/матрица-лист) - раздельно и их комбинации.

Наиболее удачными оказались композиты с матрицами из сплавов типа фехраль или никельхромалюминиевых сплавов с иттрием, армированные вольфрамовыми волокнами из сплава W-4Re-HfC. ЮО-ч прочность этих композитов с 35...40 % (об.) вольфрамового волокна при 1090 °С составляла 180...320 МПа, что в ~ 3 раза выше, чем у Ni-cy-персплавов. Однако в композитах с матрицей на основе железа, никеля, кобальта возникают большие термические напряжения вследствие значительной разницы температурных коэффициентов линейного расширения (ТКЛР) этих сплавов и вольфрамового волокна (механическая несовместимость). Оказалось также, что композиты этого типа малопригодны к длительной работе даже при температурах до И 00С, так как происходит деградация структуры из-за физико-химической несовместимости материалов волокна и матрицы. Согласно двойным диаграммам состояния W-Fe (Со, Ni), при длительном нагреве интенсивно взаимодействуют Ni(Co,Fe)-MaTpHHbi с вольфрамовым волокном, что сопровождается его частичным растворением в матрице и образованием хрупких интерме-

таллидов W(Ni, Fe, Со). Кроме того, в процессе нагрева уже при кратковременной нагрузке высокая скорость зерно-граничной диффузии никеля в вольфрам приводит к снижению температуры начала ре-кристадпизации (fp) деформированной проволоки из высокожаропрочного W-сплава (от -1300 до -1000 О и образова-

ние. 3.10. Характеристики жаропрочности конструкционных сплавов на основе вольфрама (/), молибдена (2), ниобия (3), никеля (4), хрома (5) и системы Fe-Cr-Al (6) [14-16]

нию приповерхностных зон инициированной никелем рекристаллизации, вызывающей разупрочнение вольфрамового волокна.

В работах Института металлургии и материаловедения им. А. А. Бай-кова (ИМЕТ) показано, что есть по крайней мере два пути преодоления указанных причин деградации композитов типа W/Ni-cynepcruiaB: замена активной к вольфраму матрицы на Ni-основе на менее активную матрицу на основе другого металла; понижение активности никеля в Ni-сплаве за счет его связывания в термически стабильные соединения. Анализ двойных и тройных диаграмм состояния с участием юльф-рама и металлов, являющихся основой жаропрочных или жаростойких сплавов, включая никелевые, показал, что возможно использование нескольких типов металлических или интерметаллидных матриц, упрочненных волокнами из высокопрочных вольфрамовых сплаюв. Так, благоприятной основой для жаростойкой матрицы являются сплавы хрома, поскольку в системе W-Сг отсутствуют интерметаллиды, имеется щирокая область сосуществования двух твердых растворов (на основе хрома и на основе вольфрама), что исключает активное взаимодействие W-волокна с Сг-матрицей по крайней мере до 1400 °С. На границе волокно-матрица возникает тонкий термически стабильный промежуточный слой из двух находящихся в равновесии твердых растворов W-Cr, щирина которого на порядок ниже ширины реакционной зоны в композитах с Ni(Co, Ре)-матрицами. Кроме того, в отличие от композитов W/Ni в композитах W/Cr отсутствуют приповерхностные зоны рекристаллизации W-волокна, так как хром не является поверхностно-активным к вольфраму. Благодаря этому W-волокно в Сг-матрице остается нерекристал-лизованным вплоть до 1400 °С.

Экспериментальная оценка такого подхода к выбору пары волокно/матрица бьша проведена на композитах, в которьк использовали разработанные в ИМЕТ высокопрочные волокна ЖЗООмкм из сплавов типа ВМРК, упрочненных 3...4% Re и 0,25% HfC (ZrC), в деформированном состоянии (00 = 3000...4000, аоо 2150, о= 750...800 МПа) или W-сплава, упрочненного 0,25...0,30 % HfN, проволока из которого имела еще более высокую жаропрочность (ojqq = 140...190 МПа). Листовая матрица (толщиной 0,2...0,3 мм) изготавливалась из разработанного в ВИЛС малолегированного жаростойкого сплава хрома ВХ2У, упрочненного ванадием и раскисленного бором, со свойствами: при 20 °С -

= 370...510 МПа, 5 = 21...35% и при 1200°С - = 35 МПа, 6 > 40 %. Методом диффузионной сварки на вакуумном прессе и в газостате получены листовые композиты толщиной 1,2 мм и модели сопловых лопаток

ГГД из них с радиусом загиба на входной кромке 0,8 мм при угле 16°. Кроме того, из листовых заготовок можно сформировать сложные формы, включающие поверхность двойной кривизны (камеры сгорания двигателя). Методом навивки биметаллической проволоки (вольфрам с нанесенным ионно-плазменным конденсатом сплава ВХ2У) ВИАМ изготовлена модель камеры сгорания длиной 80 мм и диаметром 14 и 40 мм с толщиной стенки 1,8 мм. Во всех случаях количество вольфрамовых упрочняющих волокон составляло 0,25...0,30 объемных долей, что обеспечивало плотность материала -10 г/см Композиты (W + Н1С)/ВХ2У показали высокие механические свойства: при 1300, 1400 и 1500С временное сопротивление соответственно 240, 180 и 140 МПа, усталостная прочность о , при тех же температурах 180, 90 и 70 МПа и ЮО-ч прочность ojoo при 1200, 1300 и 1400 С - соответственно 200, 180...150 и 40 МПа.

Испытания модели камеры сгорания в высокоэнтальпийном потоке воздуха с температурой 1700...2500 °С в течение 2490 с, при которых температура поверхности камеры достигала 1600 °С (что на -130 °С превышает обычную температуру для таких изделий из Ni-суперсплавов), не выявили каких-либо видимых изменений на горячей поверхности камеры. Исследования показали также, что необходимо обращать внимание не только на физико-химическое взаимодействие основ материалов матрицы и упрочняющего волокна, но и на взаимодействие материала матрицы с легирующими элементами (ЛЭ) и фазами в упрочняющем волокне. Так, было установлено, что в хромовой матрице наиболее высокопрочные (W-HfN)-юлoкнa не имеют преимуществ перед менее прочными (\¥-НГС)-волокнами из-за активного взаимодействия HfN с Сг и образования нитридов хрома.

Попытка снизить активность Ni-матрииы по отношению к жаропрочным волокнам из W-сплавов базировалась на том, что никель, связанный в интерметаллил (ИМ), менее активен, чем никель в у-твердом растворе в Ni-суперсплаве. Согласно диаграмме состояния Ni-Al, образуются два термодинамически стабильных алюминида Ni-M и NiAl, которые находятся в равновесии с W, Мо, Сг в тройных системах Ni-Al-Me и имеют температуру начала плавления, более высокую, чем Ni-cynep-сплавы.

Композиты W/Ni3Al и W/NiAl получали методами порошковой металлургии (ПМ) по следующей схеме: напыление на оправку с W-проволо-кой порошков NiyM-матрицы, полученных совместным гидридно-каль-циевым восстановлением. В этих композитах отсутствует широкая реак-

ционная зона WNi, не наблюдается инициированная никелем рекристаллизация деформированного W-волокна, т. е. практически преодолены по крайней мере два недостатка, вызывающие деградацию W/Ni-компо-зитов. Это позволило получить жаростойкий композит 20W/80NiAl со ЮО-ч прочностью при 1200 °С оо = 180...200 МПа. Однако механическая совместимость, определяемая несоответствием ТКЛР, нуждается в корректировке. Так, для NiAl соответственно при 25 и 1200°С ТКЛР составляет (12...14)- 10-6 (18...22)-10-6 1/°С; близкие значения ТКЛР для №зА1 - (12,3...14,1)- 10-6 jjj сплавов вольфрама с 4...25 % (ат.) Re

эти характеристики существенно ниже и составляют ~ 5-10-6 8-10 б 1/ос при 25 и 1200 °С соответственно, что затрудняет длительное использование таких композитов при термоциклировании.

Направленно закристаллизованные эвтектические сплавы. Для длительной высокотемпературной службы наиболее применимыми с точки зрения термической стабильности являются композиты, полученные 1п-81щ, фазовый состав которых соответствует псевдодвойным разрезам тройных или многокомпонентньгх систем, в которых упрочняющая фаза (волокно или частица) находится в равновесии с материалом упрочняемой матрицы. При этом удается избежать протекания реакций взаимодействия между ними и появления при производстве композита или его длительной высокотемпературной службе промежуточных фаз, иногда значительно более легкоплавких и хрупких, чем исходные составляющие композита, что ведет к его деградации. Такой подход к выбору пар для термодинамически стабильных композитов послужил началом большого научного направления - создания класса естественных композитов, в которых оба компонента композита находятся в равновесии, имеют место неограниченная взаимная растворимость компонентов в расплавленном состоянии при достаточном перегреве расплава и низкая растворимость в твердом состоянии [1].

Большое внимание в настоящее время уделяется естественным композитам, получаемым in-situ с матрицей, представляющей собой А1, или сложнолегированный Ni-суперсплав, или легкий ИМ (например, алю-минид никеля или титана). Упрочнение матрицы осуществляется либо дисперсными частицами, либо волокнами (дискретными или непрерывными) фаз, которые, согласно диаграммам состояния, находятся в равновесии с жаропрочной металлической или ИМ-матрицей. В зависимости от способа получения эти композиты могут иметь либо равноосную зернистую структуру, стабилизированную дисперсными жесткими частицами упрочняющей фазы, либо направленную структуру с близким к ре-

гулярному расположением волокон упрочняющей фазы. Для армирования упрочнения композитов этого типа используются следующие фазы: тугоплавкие термодинамически стабильные жесткие фазы внедре- карбиды и бориды; элементы, образующие эти фазы, полностью растворяются в матричных расплавах, тогда как в твердом состоянии взаимная растворимость низка; оксиды и нитриды в композитах этого типа не используются из-за низкой растворимости газообразных элементов внедрения (N, О) в расплавах, не позволяющей создать в композите достаточную объемную долю упрочняющей фазы, и более высокой стабильности самих тугоплавких фаз внедрения, не склонных к диссоциации;

- металлические мягкие фазы со структурой неупорядоченного твердого раствора на основе металлов (Сг, Мо, W, V, Nb, Та, Ni-Fe, Ni-Co), находящиеся в равновесии с алюминидами никеля, которые в композициях эвтектического состава могут образовывать непрерывные пластины или волокна различного сечения и с разным межволоконным расстоянием, вследствие чего сопротивление ползучести и вязкость разрушения могут колебаться в значительных пределах;

- ИМ более жесткие, чем алюминиды титана, никеля, железа, с менее симметричной кристаллической решеткой типа фаз Лавеса, Гей-слера и др.

Способ получения in-situ термически стабильных естественных композитов имеет свои достоинства и недостатки. Так, при нагреве под нагрузкой фазовый состав естественных композитов не меняется. При наличии заметной температурной зависимости взаимной растворимости и вследствие развития диффузионных процессов, ведущих к огрублению частиц упрочняющей фазы (карбидов, боридов, других ИМ, мягких металлических фаз), могут изменяться их объемная доля и размер вьщелений.

Реакционное сплавление композитов, упрочненных частицами. Работы многих ведущих ученых посвящены созданию высокопрочных, легких, жаростойких и тугоплавких материалов на основе алюминидов никеля и титана взамен титановых сплавов и Ni-суперсплавов. Только твердора-створное легирование не обеспечивает преимуществ сплавов на основе алюминидов перед современными гетерофазными Ni-супере плавами по прочности и удельной жаропрочности. Следующим шагом бьшо получение in-situ композиций методами реакционного сплавления (PC). Метод основан на том, что в сплавах, расположенных на псевдодвойном разрезе Ме(ИМ)-МеС(МеВ2, МсзС), где существуют неограниченная взаим-