температурах до 1030 °С повышается на 20...30 %, ТКЛР сохраняется примерно на уровне NiAl [от (12...14)-Ю при 25 °С до (18...22)-Ю К при 1200 °С], сопротивление ползучести растет, а вязкость разрушения невысока и сохраняется примерно на уровне Щ = 6,.Л,5 МПа-м/.

Таким образом, полученные мелкозернистые композиты демонсфи-руют обнадеживающую жаропрочность, более высокую, чем у исходной NiAl-матрицы, но они не могут соперничать с традиционными Ni-суперсплавами ни по жаропрочности, ни по вязкости разрушения при низких температурах. Очевидно также, что в этих композитах алюмини-ды TiAl и NiAl являются насыщенными твердыми растворами по отношению к упрочняющим фазам - карбидам и боридам. Это приводит к упрочнению алюминидов и ухудшает их пластичность в отсутствие вязкой структурной составляющей, присутствующей, например, в Ni-cynep-сплавах. Следует также отметить, что стойкость к высокотемпературной газовой коррозии (окислению) композитов с карбидами и боридами хуже, чем исходных алюминидов (например, NiAl), в связи с чем экономичные процессы получения деталей из композитов с интерметаллид-ной матрицей методами PC или СВС-компактирования с плотностью, близкой к теоретической, по-видимому, можно рекомендовать либо для изготовления относительно недорогих заготовок (в том числе с формой, близкой к окончательной) деталей массового назначения для различных энергетических отраслей промышленности, либо как промежуточную операцию получения интерметаллидной порошковой матрицы для композитов, в которые частицы или волокна упрочняющей фазы вводятся механическим путем.

Направленная кристаллизация естественных композитов. Термическая стабильность структуры и фазового состава максимальна для естественных композитов эвтектического состава, полученных in-situ, так как их фазовый состав соответствует псевдодвойным политермическим сечениям типа Ni-суперсплав или интерметаллидная матрица-упрочняющая фаза (ИМ , Me, Me , МеС, Ме2С, MeN, МеВ2 и др.). В этих композитах межфазная фаница наиболее прочная (определяется хорошей ко-гезией фаз в эвтектике и структурным соответствием на межфазной фанице) и чистая по примесям. Методом направленной кристаллизации композиций эвтектического состава формируются естественные композиты с интерметаллидной матрицей, упрочненные непрерывными волокнами второй фазы. Эта фаза может быть как пластичной и мягкой (металлы), так и жесткой и твердой (другой ИМ, фазы внедрения, силициды).

ная растворимость в жвдком состоянии при достаточном перефеве расплава и ограниченная (низкая) взаимная растворимость в твердом состоянии, зародыши тугоплавкой упрочняющей фазы (карбщ!, борид) образуются уже в расплаве более легкоплавкой мафицы: А1-, Ni-, Ti-сгшавы или сплавы на основе NijAl-, NiAl-, TijAl-, Т1А1-интерметаллщ1ов.

Процесс получения in-situ таких композитов разработан в Martin Marietta Lab. (MML). В США кроме MML эти работы ведутся в GE Aircraft Engines (Cincinnati), INCO Alloys International (Washington), a также в NASA Lewis Res. Center (Cleveland), Texas Instruments Auleboro (MA) и др. В Японии эти работы ведутся в Mitsubishi Materials Софогайоп. Эти процессы являются в определенной мере аналогами (вариантами) разработанного в СССР процесса самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС), протекающего в жидкотвердой фазе, развитого позднее как дешевый процесс получения порошков заданного состава или деталей из ИМ, в том числе легированных упрочняющими фазами. Наибольшую известность получили созданные этими методами композиты с матрицей из NiAl или TiAl, содержащие от ~ 2 до ~ 60 % (об.) дисперсных частиц TiB2, HfB2> HfC. Размеры изолированных частиц указанных фаз, находящихся, согласно диаграммам состояния, в равновесии с моноалюминидом, зависят от объемной доли фазы и схемы процесса (последовательности, способа введения и скорости нафева при PC). Так, изолированные частицы TiB2 в (y-TiAl)-матрице получаются размером до 1...10 мкм при объемной доле 15...60 %.

Измельчение частиц, образующихся in-situ, достигается по технологии быстрого затвердевания расплава ИМ-Ме на вращающемся молибденовом барабане. Из вытянутых чешуек размером 20...50 мкм получают порошки дисперсностью 40 мкм, после чего композиты с 2 % TiB2 с TiAl-, NiAl- или другой матрицей экструдируют при 1150 °С (вытяжка при экструзии 16:1), а композиты с HfB2 подвергают ГИП при 1230 °С, 4 ч и давлении р = 207 МПа. После ковки при 1260 °С с обжатием 65 % образцы имеют равноосные зерна размером ~ 2 мкм с равномерно распределенными частицами TiB2 кубической формы размером ~ 30 нм, а в композите с 2 % HfC размер зерна составляет ~5 мкм, причем расположенные преимущественно по фаницам зерен частицы HfC имеют размер 60...90нм. Вклад TiB2 с повышением температуры снижается, HfB2 более устойчив.

Изучение свойств композитов этого типа показало, что с увеличением объемной доли вводимой фазы, например до 20...30 % TiB2 в NiAl, плотность композита понижается до ~ 5,5 г/см, модуль упругости при всех

Следует отметить, что получение совершенного композита, содержащего как вязкую структурную составляющую в матрице, так и равномерно расположенные по сечению непрерывные волокна диаметром < 1 мкм тугоплавкого высокопрочного карбида [2...6 % (об.)], требует прецизионной работы оборудования для направленной кристаллизации низких скоростей процесса (V = 8 мм/ч), что делает его экономически нерентабельным, но позволяет получгггь уникальные характеристики длительной прочности и сопротивления ползучести. Так, демонстрирующие минимальный интервал кристаллизации и максимальную температуру плавления эвтектики типа N1TAC-13, N1TAC-16, СОТАС, ВКЛС20-Р имеют низкую межфазную энергию NbC/(7+Y), TaC/(Yfy). Их 100- и 500-ч прочность превосходггг таковую для известньгх рений-содержащих наиболее жаропрочньгх никелевьгх сплавов типа ЖС-32 и CMSX-4.

Создание естественных композитов с тугоплавкими карбидами позволяет повысить рабочие температуры Ni-суперсплавов до 1100...1150°С.

Примером естественных композитов с иитерметаллидной матрицей, армированной при направленной кристаллизации пластинами или волокнами упрочняющих фаз, являются NiAl-Me (Мо, Сг, W, Fe-Ni и др.) или NiAl-NiAlMe (NiAlTa, NiAlNb и др.).

Регулгфуя объемную долю и расстояние между волокнами (пластинами) мягкой или жесткой упрочняющей фазы, можно менять характеристики низкотемпературной пластичности или вязкости разрушения и длительной прочности, сопротивления ползучести. Так, уменьшение расстояния между пластинами вязкой у-фазы (Fe-Ni) в случае направленной кристаллизации композита NiAl/y с 12...15 до 2,2 мкм при одинаковом напряжении ~30 МПа при 825 °С приводит к понижению скорости ползучести композггга приблизительно на три порядка. Волокно или пластины О ЦК-тугоплавких металлов (твердых растворов на основе хрома, молибдена сечением 0,2...1,0 мкм) обеспечивают высокую жаропрочность при удовлетворительной низкотемпературной вязкости разрушения, а включения фазы Лавеса NiAlMe со структурой типа С14 сечением < 0,5 мкм увеличивают прочность при высоких температурах.

Ряд композитов этого типа сочетает высокое сопротивление ползучести (о= 100...280 МПа при е= Ю см при 1025 °С) с высокой треши-ностойкостью при 20°С (Ку = 10...30 МПа м/ (рис. 3.11).

Общий недостаток всех естественных композгггов, сформгфовавших-ся in-situ при направленной кристаллизации или PC, заключается в том, что и волокно (пластины), и матрица являются предельно насыщенны-

ми твердыми растворами. Для волокон (частиц) из фаз внедрения или ИМ это не имеет особого значения, но это может привести к охрупчи-ванию материала металлической или ИМ-матрицы, если матрица не является гетерофазной и не содержит вязкую составляющую, обеспечивающую удовлетворительную пластичность композита в целом, как, например, Ni-суперсплавы (у+У) или сплавы на основе Y-Ni3Al (рис. 3.11). Для естественных композитов с однофазной ИМ-матрицей характерна повышенная жаропрочность (рис. 3.12), тогда как вязкость разрушения относительно невелика и может колебаться в широких пределах (рис. 3.11).

Важным условием стабильности естественных композгггов, полученньгх НК, является выбор в качестве их основы таких систем, где на псевдодвойном политермическом разрезе отсутствует заметная температурная зависимость взаимной растворимости компонентов, иначе при термоцик-лгфовании это может привести к частичному растворению упрочняющих фаз - пластин или волокон (особенно при забросах рабочих температур до предплавильных) с последующим вьщелением при низких температурах из пересыщенного твердого раствора на основе матрицы дисперсных равноосных частиц упрочняющей фазы. Это приведет к дефадации

структуры пластин или волокон и свойств к0мп031гг0в.

а, МПа

NiAl-NiAlTa(15,5Ta)

NiAl-NiAlTa(14,5Ta)

н -н NiAl-NiAlTa-Cr NiAl-NiAlTa-Mo ,

NiAl-NiAlNb

NiAl-Cr-(Cr,Al)NbNi

NiAl-9Mo

NiAl-MOjC bw[001]NiAl

-I NiAl-Cr,Mo NiAl-34Cr

NiAl-40V

A,, МПа M

c. 3.11. Сопротивление ползучести (о) при 1025 °С (скорость ползучести е = 10 см ) вязкость разрушения (ATj) при 20 °С двух- и трехфазных эвтектических направленно кристаллизованных композитов с матрицей на основе NiAl

В целом же следует признать, что большинство описанных в научной литературе естественных композитов эвтектического происхождения, полученных направленной кристаллизацией, не удовлетворяют требованиям, предъявляемым к современным конструкционным материалам, по ряду параметров: выбор композиций офаничен узким кругом эвтектических систем, что, в свою очередь, офаничивает рабочие температуры, а относительно высокое сопротивление ползучести при 1050 °С сочетается с низкотемпературной хрупкостью (кроме композитов с мафицей из Ni-суперсплавов) и низкой жаростойкостью. Большинство композитов этого типа содержит значительное количество тяжелых тугоплавких элементов, например Та, Мо, Re. Обращает также на себя внимание, что естественные НК-композиты на основе TiAl практически не рассмафи-ваются ввиду более высокой активности TiAl к возможным упрочняющим фазам внедрения - карбидам, боридам, а также из-за соответствующих трудностей аппаратурного оформления процесса (высокая химическая активность TiAl). Мешает также и низкая производительность процесса, определяемая низкой скоростью кристаллизации (большая скорость приводит к появлению дополнительных центров кристаллизацж и нарушению роста направленных кристаллов упрочняющей фазы).

Таким образом, несмофя на всю привлекательность создания термически стабильных есте-

cTinn, МПа

60 40

20 -

Ni-суперсплавы

33Cr-lMo/NiAl

26А1,Оз/Т1А1

1000

1400

Рис. 3.12. Влияние температуры на ЮО-ч прочность современных жаропрочных суперсплавов, сплавов на основе ИМ и композитов разного типа

ственных композитов, в том числе эвтектического происхождения на базе Ni-суперсплавов или алюминидов никеля, перечисленные выше недостатки указанных композиций и процессов их производства во многом тормозят их разработку и стимулируют развитие работ, связанных с получением более дешевых и доступных, термически стабильных, легких, жаростойких и жаропрочных искусственных композитов с мафицей на основе сплавов А1, Ti, Ni или

легированных ИМ - алюминидов титана, никеля, ниобия или даже на более тугоплавких основах, упрочненных тугоплавкими, керамическими фазами (например, оксидами), не взаимодействующими или слабо взаимодействующими с материалами матриц.

В работе Г. С. Бурханова рассмофены свойства и перспективы применения в консфукциях карбидов и боридов редких металлов, в том числе в виде направленно закристаллизованных тугоплавких эвтектик. Среди офомного числа металлоподобных соединений редких металлов заметное место занимают карбиды и бориды. Они могут использоваться или как основа конструкционного материала, или как упрочняющий компонент в сочетании с пластичной мафицей. Такие консфукционные материалы могут предназначаться для работы в эксфемальных условиях. Особый интерес представляют монокарбиды и дибориды переходных металлов IV-VI фупп периодической системы Д.И.Менделеева - циркония, гафния, ниобия, тантала, молибдена, вольфрама. Карбиды и бориды переходных металлов ГУ-VI фупп имеют четко выраженный металлический характер: металлический блеск, хорошую электро- и теплопроводность, что указывает на преобладание металлического типа химической связи.

Некоторые свойства тугоплавких карбидов и диборидов приведены в табл. 3.7.

Карбиды и бориды переходных металлов отличаются следующими свойствами, представляющими наибольший интерес для их применения при разработке конструкционных материалов.

1. Высокая тугоплавкость. Температура плавления ZrC, HfC, NbC, ТаС выше, чем у вольфрама. По тугоплавкости карбиды гафния и тантала превосходят все известные синтезированные вещества.

2. Высокие твердость и износостойкость (промежуточное положение между твердостью корунда и алмаза).

3. Высокая химическая устойчивость в компактной форме против воздействия сильно концентрированных кислотных смесей. Наибольшей химической стойкостью отличается диборид тантала - TaBj.

4. Высокие значения модуля упругости. Рекордное значение имеет WC.

Наряду с монокарбидами и боридами представляют интерес и их двойные системы. Все изоморфные пары монокарбидов и диборидов, соответствующие правилу Юм-Розери (разность диаметров атомов металлов не более 15 %), обладают неофаниченной взаимной растворимостью. Отсутствие неофаниченной растворимости наблюдается в системах монокарбидов ZrC-VC, HfC-VC и диборидов HfBj-VBj, ZrB-CrB, для которых