Исследование процессов формирования алюминидов титана и композитов на их основе, упрочненных дисперсными углеродсодержащими соединениями тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.06, кандидат технических наук Моргунов, Сергей Олегович

• Моргунов, Сергей Олегович
• кандидат технических наук
• 0

Оглавление диссертации кандидат технических наук Моргунов, Сергей Олегович

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1. Краткая характеристика современных легких жаропрочных сплавов на основе титана

1.2. Характеристика свойств алюминидов титана .

Методы их получения

1.3. Упрочнение дисперсными частицами как способ повышения высокотемпературных прочностных свойств материалов

1.3.1 Основные принципы создания дисперсноупрочненных

композиционных материалов (ДУКМ)

1.3.2. Механизм упрочнения дисперсными частицами

1.3.3. Выбор упрочняющих фаз

1.4. Методы получения ДУКМ и их применимость к композитам

на основе алюминидов титана и титановых сплавов

1.4.1 Методы получения металлических порошков.

Получение порошков титана и его сплавов

1.4.2. Методики формования и спекания порошков

титановых сплавов

2. ИЗУЧЕНИЕ ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИХ ПРОЦЕССОВ ПОЛУЧЕНИЯ ПОЛУФАБРИКАТОВ ДИСПЕРСНОУПРОЧНЕННЫХ КОМПОЗИТОВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИДА ТИТАНА

ТШ, ПРОТЕКАЮЩИХ ПРИ СПЕКАНИИ КОМПАКТИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СМЕСЕЙ СОСТАВА ТьА1-ТЮ

2.1. Исследование кинетических закономерностей

формирования алюминидной матрицы ДУКМ в процессе реакционного спекания компактированных смесей порошков

титана, алюминия и карбидной упрочняющей фазы

2.2 Анализ особенностей процессов формирования

алюминидной матрицы при спекании компактированных порошковых смесей системы ТьА1-ТЮ (Б1С)

2.3. Изучение физико-химических процессов, протекающих

в области межфазных границ в системах А1-Т1, АЬ-ТТ-ТлС, А1-Ть8Ю в процессе нагрева и изотермической выдержки

2.4. Кинетические закономерности роста дисперсных частиц алюминидной фазы А^Тл в системе

титан - алюминиевый расплав

2.5. Исследование вопроса стабильности карбидных упрочняющих фаз НС и БЮ в условиях формирования алюминидной матрицы ДУКМ

2.5.1. Исследование характера взаимодействия ТлС с алюминидной матрицей Т1А1 на стадии ее формирования

2.5.2. Исследование характера взаимодействия БЮ с алюминидной матрицей Т1А1 на стадии ее формирования

2.5.3. Исследование процессов взаимодействия жидкого раствора титана на основе алюминия с карбидными упрочняющими

фазами ТЮ и БЮ

2.6. Изучение процессов диффузионного формирования

алюминида ЛА\

3. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ СПЕКАНИЯ СМЕСЕЙ

ПОРОШКОВ СПЛАВА TiAl-4Nb И TiC

3.1. Методика проведения исследований и экспериментальные

данные

3.2. Анализ экспериментальных данных и исследование механизмов усадки порошковых образцов TiAl-4Nb+TiC

в процессе спекания

3.3. Исследование процессов спекания порошковых образцов системы TiAl-TiC под давлением в

атмосфере азота или аргона

ВЫВОДЫ

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

ПРИЛОЖЕНИЕ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Исследование процессов формирования алюминидов титана и композитов на их основе, упрочненных дисперсными углеродсодержащими соединениями»

ВВЕДЕНИЕ

Широкое развитие перспективных изделий различных отраслей промышленности в последние годы требует разработки новых конструкционных материалов, обладающих сочетанием полезных для практики эксплуатационных свойств. Одной из важнейших задач современного материаловедения является разработка материалов, обладающих низкой плотностью, высокой стойкостью к окислению при повышенных температурах, высокой прочностью как при комнатной, так и при повышенных температурах.

Традиционные жаропрочные титановые сплавы сыграли решающую роль в разработке конструкций современных летательных аппаратов. Тем не менее, ограничение по температуре эксплуатации (до 450 - 600 °С) сдерживает их дальнейшее применение.

Современные исследования соединений титана со многими элементами периодической системы Менделеева вызывают значительный интерес для разработки новых конструкционных материалов. В ряде двойных титановых систем известны химические соединения, обладающие широким интервалом гомогенности и имеющие ряд практически важных свойств. Например, в системе Т1 - А1 существует эквиатомное соединение Т1А1 (интервал гомогенности от 33.5 до 44.5 масс. % А1 ), имеющее сравнительно невысокую твердость при комнатной температуре, хорошее сопротивление окислению и некоторую пластичность при сжатии. Алюминид титана Т1А1 имеет жаропрочность, сравнимую с жаропрочностью никелевых сплавов, а плотность ( 3.5 г/см ) - в 2.5 раза меньшую. Повышенное внимание разработчиков новых материалов вызывают также алюминиды титана Т1зА1 и Т1А13.

Однако, широкое промышленное применение чистых алюминидов титана ограничено их низкой пластичностью, склонностью к хрупкому разрушению в результате деформации при растяжении при комнатной температуре и высокой ползучестью при температурах выше 800 °С. Это обстоятельство является причиной интенсивных исследований, направленных на улучшение как высокотемпературных, так и низкотемпературных свойств алюминида титана ТлА1.

Основные причины хрупкости рассматриваемых

интерметаллических соединений вызваны определенным строением их кристаллической решетки: -гексагональной БО^ для а - Тл3 АЬ , -тетрагональной Ь1о для у -Т1А1, б022 для аьз т1.

Присущие этим кристаллическим структурам характеристики, такие как ограниченное число систем скольжения, большой вектор скольжения, развитие поперечного скольжения, затрудненный переход плоскости скольжения через межзеренные границы, являются причиной недостатка пластичности в этих соединениях [1].

Одним из способов повышения пластичности алюминидов титана является введение в сплав добавок легирующих элементов М>, Сг, Мп, №, Ре, которые позволяют трансформировать низкосимметричные кристаллические структуры алюминидов в кубическую 1Л2 -структуру, представляющую собой кубическую гранецентрированную решетку и обладающую более высокой симметрией, а следовательно, и пластичностью.

Эффективным методом увеличения высокотемпературной прочности является введение в металлическую основу дисперсных частиц тугоплавких высокомодульных соединений. Дисперсноупрчненные композиты на основе титановых сплавов или алюминидов титана (как правило, на основе ТлзА1) в большинстве случаев получают методами порошковой металлургии с

последующей обработкой спеченных полуфабрикатов давлением. Часто в качестве упрочняющей фазы при этом используется карбид титана или карбид кремния [2],[3]. Практически не встречается в научной литературе исследований возможности введения частиц упрочняющей фазы в алюминид титана ТлА1. Однако известно [4], что сплавы, лежащие в области у-фазы являются наиболее жаропрочными. Твердость по Виккерсу при 800 °С для

л

них может достигать 1300 Мн/м . Обладают они и наиболее высокими модулями упругости. Так сплав, содержащий 37 % А1, имеет:

л

- модуль нормальной упругости 144100 Мн/м ,

л

- предел пропорциональности 162 Мн/м ,

л

- предел текучести 408 Мн/м .

Встречающиеся в иностранной периодической литературе способы улучшения высокотемпературных свойств сплавов на основе Т1А1 заключаются либо в термомеханической обработке , либо в сложном легировании[5,6,7]. Однако, эти меры не позволяют существенно повысить жаропрочность таких материалов.

Одним из технических решений повышения жаропрочности алюминида титана Т1А1 является введение в металлическую основу дисперсных частиц тугоплавких высокомодульных соединений, т.е. создание на его основе дисперсноупрочненного композиционного материала (ДУКМ).

При разработке технологии получения ДУКМ одним из наиболее важных вопросов, помимо выбора упрочняющей фазы, является способ введения ее в матричный металл. Способ введения упрочняющей фазы в матрицу должен гарантировать как сохранность упрочняющей фазы на технологическом этапе, так и прочную связь между матрицей и упрочняющей фазой, что возможно лишь за счет ограниченного (контролируемого) химического взаимодействия составляющих композита на границе раздела фаз.

Целью данной работы является теоретическое обоснование и оптимизация параметров предложенного способа получения композитов на основе алюминидов титана, содержащих карбиды титана или кремния, основанного на введении упрочняющих частиц в алюминидную матрицу на стадии ее формирования из порошков исходных металлов (А1 и Тл). Также в работе ставилась цель определения кинетических закономерностей процесса получения композита на основе Т1А1-4№> спеканием компактированной смеси порошков атоминида и упрочняющей фазы (Т1С).

В рамках поставленной цели решались следующие задачи:

Установление термокинетических закономерностей процессов фазообразования в алюминидной матрице на этапе ее формирования из порошков составляющих металлов (Т1, А1) при температурах, не превышающих температуру плавления алюминида титана Т1А1.

Определение механизма и кинетики взаимодействия упрочняющих углеродсодержащих фаз ТЮ и БЮ с матричным металлом.

Количественная оценка объемного и теплового эффектов, наблюдающихся в процессе спекания компактированных порошковых смесей состава ТьА1-Т1С в зависимости от размерных характеристик используемых порошков и объемного содержания упрочняющей фазы.

Определение механизма и кинетики процесса спекания в вакууме без нагрузки и в атмосфере газа при повышенном давлении компактированных порошковых смесей состава Т1А1-ТЮ, содержащих переменное количество частиц упрочняющей фазы (10-20 % об.)

Отработка режимов получения компактированных порошковых брикетов и их спекания.

Научная новизна.

Установлены термокинетические закономерности процессов формирования алюминидов титана в условиях диффузионного обогащения

алюминиевого расплава титаном при содержании в алюминиевом расплаве до 20 об. % дисперсных углеродсодержащих соединений (ТЮ, 8Ю).

Показано, что изученный процесс формирования алюминидов титана в области межфазных границ системы ТьА1-МеС реализуется в условиях гетерофазной диффузии и осуществляется в два основных этапа :

- диффузионное насыщение алюминиевого расплава титаном до предела его растворимости при технологической температуре и формирование в расплаве алюминидной фазы А13Тл;

- диффузионное формирование алюминидных зон на поверхности титановых частиц и диффузионный рост зоны алюминида заданной стехиометрии (Т1А1).

Установлено, что стабильность упрочняющих фаз в основном определяется условиями протекания первого этапа формирования алюминидной матрицы ( температурой и продолжительностью).

Представлена модель процессов формирования вторичного карбида титана, заключающаяся во взаимодействии свободного углерода ТлС с титаном обогащенной зоны в области фазовой границы Тл-А1ж, позволяющая проводить количественную оценку взаимодействия компонентов алюминидной матрицы с карбидными частицами упрочняющей фазы (ТЮ,

БЮ).

Показано, что при температурах 900-1000 °С дисперсная упрочняющая фаза ТЮ стабильна в формирующейся алюминидной матрице композиционного материала системы А1-ТьТЮ.

Получены экспериментальные зависимости, характеризующие влияние состава исходных порошковых смесей АЬТьНС (размера частиц титанового порошка и количества порошка упрочняющей фазы ) на интенсивность протекания экзотермической реакции формирования алюминидной матрицы (СВС- процесс).

Получены зависимости объемной усадки образцов и роста поверхности контактных участков между металлическими частицами от состава исходных порошковых смесей и режимов их компактирования.

Практическая ценность.

Оптимизированы технологические параметры получения полуфабрикатов жаропрочных и жаростойких конструкционных композитов на основе алюминида титана с минимальной остаточной пористостью, содержащих 20 об. % дисперсного углеродсодержащего наполнителя ТЮ . Полученные термокинетические закономерности формирования алюминидной матрицы и стойкости упрочняющей фазы в контакте с алюминидной матрицей позволили предложить оптимальные режимы технологии ДУКМ в зависимости от типа упрочняющей фазы (ТлС или 8Ю) и ее объемного содержания

Определены экспериментальные характеристики процесса твердофазного спекания спрессованных в холодном состоянии порошковых брикетов состава АП1-4М)+ТЮ.

Предложен метод аналитического контроля алюминидных фаз для определения количественного фазового состава порошковых композитов, (акты об использовании результатов работы от МГУ и МАТИ прилагаются).

Компактированные и спеченные по разработанным режимам порошковые системы [Т1А1-4№>+( 10-20) об.% НС ], а также параметры технологии горячего прессования изученных порошковых систем ( Р = 4,5 МПа ,Т < 1000 °С) рекомендованы для использования на АО ВИЛС для получения компактных изделий из жаропрочных конструкционных композитов системы ТлА1-4М)+,ПС.

На защиту выносятся:

- теоретическое обоснование процессов формирования алюминидной матрицы из компактированной порошковой смеси исходных металлов, содержащей добавки упрочняющей фазы (ПС).

- методы изготовления опытных образцов ДУКМ в условиях реакционного диффузионного формирования алюминидной матрицы из компактированной порошковой смеси исходных металлов, содержащей добавки упрочняющей фазы (ТЮ).

результаты исследований термокинетических параметров формирования алюминидных фаз в образцах дисперсноупрочненных композитов, полученных методом реакционного спекания.

результаты исследований термокинетических параметров взаимодействия упрочняющих карбидных фаз (ТЮ или БЮ) с адгезионно активной алюминидной матрицей на стадии ее формирования.

- экспериментальные данные процессов спекания компактных порошковых брикетов состава Т1А1-1МЪ+ТЮ в условиях вакуума и в атмосфере газа (азота или аргона) при повышенном давлении (45 атм.)

Публикация. Материалы диссертационной работы опубликованы в 2 научных статьях и 2 тезисах докладов.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, двух глав, общих выводов, списка литературы, содержащего 91 наименование. Работа содержит 102 страницы машинописного текста, 45 рисунков, таблиц 17, 2 приложения.

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1 Краткая характеристика современных легких жаропрочных

сплавов на основе титана

Интенсивное развитие перспективных технических систем для новой техники предъявляет все более высокие требования к конструкционным материалам. Значительное повышение этих требований обусловлено стремлением к резкому увеличению параметров энергетических, транспортных и других установок. Кроме традиционных требований высокой прочности при низком удельном весе выдвигаются требования жаропрочности и жаростойкости.

Так, например, до недавнего времени в качестве авиационных конструкционных материалов применялись сплавы на основе титана, алюминия и магния [1]. Хотя из легких конструкционных материалов титановые сплавы наиболее жаропрочны, максимальная температура их применения не превышает 450-600 °С. Тем не менее титан и его сплавы часто служат основой для разработки новых легких жаропрочных материалов [2-5].

Общие положения теории жаропрочности металлов справедливы и для титановых сплавов. Основными факторами , определяющими жаропрочность металлов, являются:

- температура плавления,

- прочность межатомных связей,

- процессы диффузии,

- структура.

Большое внимание отводится дислокационным реакциям и диффузионным перемещениям атомов при ползучести и разрушении сплавов. При оценке жаропрочности сплавов не в последнюю очередь

учитываются температуры их рекристаллизации и фазового (полиморфного) превращения. Показано [8], что в момент фазового превращения повышается подвижность атомов , что вызывает снижение прочностных характеристик.

Обычно основным критерием при разработке жаропрочных конструкционных материалов служит величина кратковременной и длительной прочности при определенной фиксированной температуре. Однако, в настоящее время можно сформулировать комплекс требований к жаропрочным титановым сплавам и композитам на их основе [8,9]. В зависимости от условий эксплуатации будущего материала за основу принимается то или иное определяющее свойство, величина которого должна быть максимальной, но вместе с тем сплав должен удовлетворять и некоторому минимуму других свойств, как то:

- высокая кратковременная и длительная прочность во всем интервале рабочих температур,

- удовлетворительные пластические свойства при комнатной температуре (для деталей, не подверженных динамическим нагрузкам , это требование может быть снижено),

- термическая стабильность (сохранение сплавом пластических свойств после длительного воздействия высоких температур),

- высокое сопротивление усталости при комнатной и повышенных температурах, (эта характеристика особенно важна для деталей, подверженных вибрациям в процессе работы),

- высокое сопротивление ползучести,

- высокое сопротивление окислению при рабочих температурах.

Традиционные методы повышения прочности титана такие же, как и для

других металлов, а именно нагартовка, легирование, термическая обработка или комбинация этих процессов .

Применением нагартовки можно поднять предел прочности технического титана с 45 до 80 кгс/мм . Листы из сплава марки ВТ 15

холодной деформацией на 50-70 % могут быть упрочнены с 85-90 до 150 кгс/мм2 [8]. Однако следует иметь в виду, что нагартовка резко снижает технологическую пластичность, что делает невозможным формоизменение нагартованных листов. Температура применения таких материалов ограничена температурой начала рекристаллизации.

Более перспективным методом повышения прочности является легирование. В случае титановых сплавов можно говорить о двух методах упрочнения, включающих в себя операцию легирования. Это легирование с последующей упрочняющей термической обработкой и только легирование. Легирующие элементы, вводимые в титан для образования жаропрочных сплавов, за исключением алюминия, понижают температуру полиморфного превращения.

Добавка алюминия существенно повышает температуру полиморфного превращения титана и его жаропрочные свойства [ 8 ]. Алюминий является практически единственным а-стабилизатором, повышающим температуру полиморфного превращения ос—>|3, и который можно использовать для легирования жаропрочных титановых а-сплавов. Широкое использование алюминия в качестве ведущей добавки к жаропрочным титановым сплавам объясняется также тем, что он является единственным широко распространенными доступным легирующим элементом, стабилизирующим а-модификацию титана. Двойные сплавы титана с 5-6 масс. % алюминия обладают высокой термической стабильностью, т.е. не охрупчиваются после длительного нагрева до 500 °С. Добавка алюминия (в количествах до 6-7 масс. % А1) увеличивает сопротивление титана окислению при повышенных температурах [8,9]. Кроме того, жаропрочность (кратковременная прочность и сопротивление ползучести) двойных Ti-Al - сплавов выше, чем у сплавов с другими легирующими элементами при одном и том же их содержании в

основе сплава. Наконец, алюминий, в отличие от других легирующих элементов, понижает плотность жаропрочных титановых сплавов.

Упрочняющая термическая обработка заключается в фиксации метастабильных фаз путем ускоренного охлаждения с повышенной температуры и последующего распада метастабильных фаз при старении (отпуске) с образованием дисперсных выделений новой фазы. Наиболее широко упрочняющая термическая обработка применяется на титановых сплавах с (а+р)-структурой, где используется эффект изменения растворимости легирующих элементов в (3-титане. В таблице 1 приведены примеры упрочнения сплавов марок ВТ [ 9 ].

Таблица 1

Максимальный эффект упрочнения различных титановых сплавов в результате закалки и старения

Марка сплава Содержание р-фазы в отожженном состоянии,% л с7в, кгс/мм ( после отжига) ств, кгс/мм2 (после термического упрочнения) Эффект упрочнения Аст- ,% ств отож

ВТ6 7 97 120 24

ВТ14 10 97 135 40

ВТЗ-1 17 105 150 45

ВТ22 30 115 175 50

Ограниченная прокаливаемость большинства титановых сплавов является существенным ограничением применимости данного метода.

Примером применения легирования для повышения прочности является группа титановых сплавов системы Т1-А1-Мп. Свойства некоторых из них приведены в таблице 2 [9].

Таблица 2

Механические свойства титановых сплавов системы ТьА1-Мп

С»в, 8з,

Марка сплава А1,% Мп,% кгс/мм2 %

ОТ4-0 1 1.5 50-65 20-40

ОТ4-1 2 1.5 60-75 20-40

ОТ4 3 1.5 70-90 15-40

ВТ4 4 1.5 85-105 15-25

ОТ4-2 6 1.5 100-120 10-15

Область рабочих температур для легированных титановых сплавов ограничена температурой начала растворения дисперсных упрочняющих включений. Кроме того, количество этих включений, определяемое на основании соответствующей диаграммы состояния, зависит от количества легирующих элементов в основе сплава.

Это накладывает определенные ограничения на количество дисперсной фазы в материале, которое в конечном счете определяет его прочностные характеристики.

1.2 Характеристика свойств алюминидов титана . Методы их получения

Многих недостатков традиционных титановых сплавов лишены алюминиды титана, обладающие к тому же высокой удельной прочностью. Последняя для алюминидов титана в сочетании с хорошим сопротивлением ползучести и окислению при высоких температурах делает возможным разработку нового класса легких жаропрочных конструкционных материалов на их основе [10].

Сравнительная характеристика удельной прочности км

титановых сплавов и некоторых алюминидов титана, а также композитов на их основе, приведена на рис. 1 [ 4 ].

Диаграмма состояния системы титан-алюминий [11] представлена на

рис.2

Температурная зависимость удельной прочности современных конструкционных материалов на основе титановых сплавов

и алюминидов титана

ст/р ^ ,км

40 30 20 10

О 200 400 600 800 1000 1200

Температура, °С

1. Титановые сплавы

2. Ti3Al

3. TiAl

4. Титановые сплавы, упрочненные SiC

5. Ti3Al/ SiC

Рис.1

юоо

882 800

600

400

Диаграмма состояния Тл-А1

20

А1, %(ат) 40 50 60 70

80

90

1600

1400

1200 —

1680 С

т

Ч.

-г— <м

iv»

<

—35

1460°С :39(~53)

100

100

А1 % (по массе)

Рис.2

Область возможного применения алюминидов определяется их свойствами. Ниже приводится краткая характеристика интерметаллидов системы ТьА1 [ 11 ],[12].

ПзЛ1 содержит 16,5 % массовых долей А1, имеет гексагональную решетку типа (БО^) с параметрами а =0,566 нм, с =0,462 нм .

Фаза ПЛ1з содержит 62,83 % массовых А1, имеет тетрагональную решетку типа (РО22), а =0,5435 нм, с =0,8591 нм, с/а =1,581 .

Л2А1 содержит 18 % массовых А1, имеет гексагональную решетку типа (БО^) с параметрами а =0,5775 нм, с =0,4638 нм . Тл2А1 образуется по реакции:

р + ж —> 8-Т12А1

Кристаллическая структура у-фазы базируется на составе ТлА1 ( 36,03 % масс. А1). Она имеет упорядоченную структуру с тетрагональной решеткой типа СиАи и а =0,3984 нм, с =0,4065 нм, с/а примерно 1,02. С повышением содержания алюминия от 36 до 55 % массовых А1 параметр с увеличивается от 0,4065 до 0,4089 нм, параметр а уменьшается от 0,3984 до 0,3490 нм, отношение с/а увеличивается от 1,020 до 1,035.

В таблице 3 приведены некоторые физические и механические свойства алюминидов НА1 и Т1А13 [ 12 ,13].

Таблица 3

Физические и механические свойства алюминидов Т1А1 и Т1А13

Свойство ЛА\ Т1А13

Плотность, г/см3 3.84 3.31

Удельное электросопротивление, мком * см 31-34 15

Коэффициент термического расширения, град'1 11.43*10"6 12.3*10"6

Предел прочности на разрыв ав, Мн/м2 при 20 °С 254 » 500 °С 363 » 800 °С 400 _

Предел прочности при изгибе, Мн/м 80.8 -

Микротвердость, Мн/м 1670 5950

Твердость по Роквеллу НИВ 88 101.5

Алюминид титана Т1А13 редко применяется в чистом виде в качестве конструкционного материала. Это обстоятельство обусловлено сильной склонностью данного соединения к хрупкому разрушению. В иностранной периодической литературе встречаются предложения улучшить пластические свойства Т1А1з с помощью добавок Бе, №, Мп, Сг и некоторых других металлов , изменяющих тетрагональную Б022 структуру на высоко симметричную структуру типа Ь12 . В частности, показано, что интерметаллический сплав А^Мт^Т^ может быть деформирован на 60 % при температуре 1273 К одиночным ударом без растрескивания [14 ]. Однако, соединение Т1А1з чаще используется как упрочняющая фаза в других сплавах [15].

С помощью добавок легирующих элементов можно также улучшить низкотемпературные пластические свойства алюминида титана ТлА1 .Добавки ванадия в ТлА1 способствуют образованию фазы с кубической симметрией. Кристаллизация при охлаждении сплава ТМОАЫОУ начинается с выделения объемноцентрированной р фазы. Микроструктура при комнатной температуре состоит из В2, у и ос2 фаз [16]. Эффект улучшения пластических свойств при помощи трансформации кристаллической структуры алюминида титана Т1А1 наблюдался и в других работах [17,18].

На рис.3 приведена температурная зависимость стойкости против окисления алюминидов ТлА1 и Т1А13 [ 12 ]. Отмечается [4 ], что механизм окисления характеризуется образованием слоев оксидов ТЮ2 и А120з.

Температурная зависимость стойкости против окисления алюминидов Т1А1 и Т1А13

привес, мг/см2

Время окисления, ч.

1 . Т1А1 (800 °С)

2 . Т1А13 (800 °С)

3.Т1А1 (1150 °С)

4. Т1А13 (1150 °С)

Рис.3

Показано, что при всех исследованных температурах Т1А1 является более окалиностойким, чем Т1А13> При температуре 600-800 °С на обоих

соединениях образуется тонкая оксидная пленка, которая при 1150 °С резко утолщается и в случае ТлА! легко отделяется слоями, а в случае Т1А13 остается на образце, но мало предохраняет его от дальнейшего окисления.

Для получения сплавов титана с алюминием высокой частоты и необходимого состава чаще всего применяется сплавление чистых титана и алюминия в дуговой печи в защитной атмосфере (аргона или гелия) с применением неплавящегося вольфрамового электрода. [4],[5],[9]

Известны и другие технологии, например:

Алюминид Т1А1з получают алюминотермическим путем, позволяющим получать сплавы алюминия с тугоплавкими металлами практически любых концентраций. Алюминотермическим восстановлением ТЮ2 в присутствии КС1 могут быть получены сплавы с содержанием до 45-48 % молярных долей И Сплавы, содержащие значительное количество титана, могут быть получены при добавке в реагирующую смесь перекиси бария [12].

При использовании реакции взаимодействия двуокиси титана с СаАЬ, которое начинается при 650 °С и заканчивается при 800 °С, было получено соединение ТлАЬ.

Сплавы алюминия с титаном получалитакже сплавлением двуокиси титана с алюминием в присутствии криолита, предназначенного для растворения глинозема; нагреванием титана и алюминия под слоем хлористого натрия; взаимодействием алюминия с К2Т1Рб при 1200 °С; методом электролиза [5],[12].

Кроме этого применяют метод, который основан на получении алюминидов титана в вакуумной электрической печи. В печь предварительно загружается губчатый титан и алюминий. Подключая одновременно оба электрода или кратковременно каждый в отдельности, создают интенсивную дугу и плавят шихту. Загруженные в печь материалы равномерно

размешиваются вихревыми токами, возникающими под влиянием электрической дуги [12].

Достаточно высокие температуры плавления, стойкость против окисления, низкая плотность алюминидов титана позволяют использовать их как основу для создания дисперсноупрочненных композитов, обладающих наиболее высокими характеристиками жаропрочности. Целесообразность упрочнения алюминидов титана дисперсными высокомодульными соединениями показана в работах [19,20].

1.3 Упрочнение дисперсными частицами как способ повышения высокотемпературных прочностных свойств материалов

Высокотемпературная прочность металлов подразумевает их повышенный уровень прочности при температурах эксплуатации технических систем, а также предполагает незначительную пластическую деформацию под нагрузкой в интервале рабочих температур. Пластическая деформация металлов и сплавов обычно происходит за счет перемещения дислокаций в объеме твердого тела, поэтому повысить прочность материала можно либо созданием бездислокационной структуры (что крайне затруднительно) , либо введением препятствий на пути движения дислокаций [ 21 ].

До недавнего времени основным методом повышения жаропрочности было создание дисперсионнотвердеющих сплавов, упрочнение которых достигается в результате выделения из пересыщенного твердого раствора дисперсной фазы, блокирующей перемещение дислокаций. Жаропрочность в таких сплавах сохраняется до начала интенсивной коагуляции и растворения упрочняющих выделений в твердом теле.

Основным отличительным преимуществом дисперсноупрочненных композиционных материалов является искусственное введение упрочняющих фаз в металлическую матрицу. Выбор стабильных упрочняющих фаз и их объемного содержания в матрице композита позволяет во многих случаях исключить структурные изменения в матрице в процессе эксплуатации при высоких температурах и сохранить работоспособность материала вплоть до

1.3.1 Основные принципы создания дисперсноупрочненных композиционных материалов (ДУКМ)

Дисперсноупрчненными композитами называют материалы, в которые на одной из технологических операций искусственно вводят высокодисперсные равномерно распределенные на заданном расстоянии друг от друга частицы, не взаимодействующие активно с матрицей и интенсивно не растворяющиеся в ней вплоть до температур плавления фаз [21].

В дисперсноупрочненных сплавах ведущая роль в достижении необходимых прочностных свойств принадлежит структурным факторам. Матрица в этих сплавах является основным элементом, несущим нагрузку, а роль упрочняющей фазы сводится к облегчению формирования дислокационной субструктуры в технологических процессах, главным образом, при деформации и термической обработке сплавов, и к стабилизации этой субструктуры в условиях эксплуатации. Одна и та же упрочняющая фаза в зависимости от размеров ее частиц может вызвать различную степень торможения дислокаций, так как размеры определяют характер взаимодействия фазы с дислокациями матрицы [ 22 ].

Разработка технологии получения ДУКМ включает в себя: - выбор упрочняющей фазы;

Основным отличительным преимуществом дисперсноупрочненных композиционных материалов является искусственное введение упрочняющих фаз в металлическую матрицу. Выбор стабильных упрочняющих фаз и их объемного содержания в матрице композита позволяет во многих случаях исключить структурные изменения в матрице в процессе эксплуатации при высоких температурах и сохранить работоспособность материала вплоть до

1.3.1 Основные принципы создания дисперсноупрочненных композиционных материалов (ДУКМ)

Дисперсноупрчненными композитами называют материалы, в которые на одной из технологических операций искусственно вводят высокодисперсные равномерно распределенные на заданном расстоянии друг от друга частицы, не взаимодействующие активно с матрицей и интенсивно не растворяющиеся в ней вплоть до температур плавления фаз [21].

В дисперсноупрочненных сплавах ведущая роль в достижении необходимых прочностных свойств принадлежит структурным факторам. Матрица в этих сплавах является основным элементом, несущим нагрузку, а роль упрочняющей фазы сводится к облегчению формирования дислокационной субструктуры в технологических процессах, главным образом, при деформации и термической обработке сплавов, и к стабилизации этой субструктуры в условиях эксплуатации. Одна и та же упрочняющая фаза в зависимости от размеров ее частиц может вызвать различную степень торможения дислокаций, так как размеры определяют характер взаимодействия фазы с дислокациями матрицы [ 22 ].

Разработка технологии получения ДУКМ включает в себя: - выбор упрочняющей фазы;

- поиск метода введения ее в матрицу;

- определение оптимального ее содержания в материале;

- разработку режимов деформации,

- выбор режима термообработки.

Объемное содержание упрочняющей фазы во многом определяется технологическими возможностями равномерного ее распределения в матрице и способностью композита к обработке давлением. В ДУКМ обычно различают два типа структур - агрегатную и дисперсную (рис. 4) .

Типы структур в дисперсноупрочненных сплавах

а- агрегатная , в - дисперсная

Рис.4

В агрегатной структуре частицы упрочняющей фазы окружены несколькими зернами матрицы, имеющими различную кристаллографическую ориентацию. В дисперсной же структуре каждая частица упрочняющей фазы полностью окружена одинаково ориентированной матрицей. Более предпочтительной является дисперсная структура. В реальных случаях

преобладание той или иной структуры обеспечивается способом введения упрочняющей фазы в матрицу [23,24 ].

В работе [22] определено, что максимальный эффект упрочнения достигается при выполнении следующих условий:

- размер упрочняющих частиц не должен превышать 0.01- 0.05 мкм (частицы больших размеров при высоких температурах становятся неэффективными, хотя при умеренных и низких температурах они еще могут оказывать упрочняющее действие);

- среднее расстояние между упрочняющими частицами должно составлять 0.1-0.5 мкм при равномерном их распределении в матрице.

Эти геометрические факторы определяют необходимое объемное содержание упрочняющих частиц в композите, поскольку для равномерно распределенных в объеме сферических частиц выполняется соотношение:

Ь =

Заключение диссертации по теме «Порошковая металлургия и композиционные материалы», Моргунов, Сергей Олегович

ВЫВОДЫ

1. Предложено технологическое решение получения диеперсноупрочненного частицами карбида титана композита на основе алюминида титана ПА1, основанной на введении упрочняющих частиц в алюминидную матрицу на стадии ее формирования из составляющих металлов при температурах ниже температуры плавления соответствующего алюминида. Технологические параметры приняты к апробации в МГУ и МАТИ.

2. Получены кинетические закономерности формирования алюминидов титана различной стехиометрии как на этапе жидкофазного спекания, так и на этапе твердофазного спекания компактных порошковых брикетов состава АЛ-ТьНС (или ЗЮ).

3. Предложены механизмы и кинетические закономерности взаимодействия упрочняющих угяеродсодержащих фаз ПС или 81С с адгезионно активным матричным материалом на этапе его формирования. Отмечена низкая стабильность в контакте с алюминидной матрицей на стадии ее формирования и образование в качестве продукта реакции соединений ПХ$1У (атомная доля П 0.450.7). Приведены математические модели изученных процессов взаимодействия упрочняющих фаз с матричным материалом, позволяющие количественно оценивать стабильность упрочнятеля на технологическом этапе.

4. Показано, что предлагаемые в работе технологические параметры получения композитов на основе ПА1 обеспечивают сочетание стабильности упрочняющей фазы ПС на технологическом этапе с возможностью получения прочной связи между упрочнителем и матрицей.

5. Предложены режимы получения диспереноупрочненного композита ПА^ПС из порошка алюминида заданной стехиометрии ПА! вакуумным спеканием спрессованных брикетов и методом горячего компактирования в газовой среде. Определены термокинетические параметры твердофазной технологии получения опытных образцов конструкционных композитов системы ТгАКПС (Давление аргона при спекании 4.5 МПа, Т=1000°С , время спекания-2ч.)

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Моргунов, Сергей Олегович, 0 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. О.П. Солонина, С.Г. Глазунов. Жаропрочные титановые сплавы. - М.: Металлургия, 1976, с. 448

2. Трефилов В.И., Моисеев В. Ф. К., Дисперсные частицы в тугоплавких металлах. «Наук, думка», 1978. с. 240

3. Композиционные материалы в конструкциях летательных аппаратов. Под ред. А.Л. Абибова. М., «Машиностроение», 1975.

4. Н.М. Пульцин. Титановые сплавы и их применение в машиностроении. - М.: ГНТИ Машиностроительной литературы 1962, с. 167

5. Цвикер У.. Титан и его сплавы. - М.: Металлургия, 1979, с. 398

6. Properties of Ti-Al intermetallics and their potential for aerospace applications / U. Herold-Schmidt, S. Schwantes, G. Broden. //Intermetallics.-1995,N 3.-p.-143 -154

7. The commercial application of low-cost titanium composites / S. Abkowitz, P. Weihrauch, H. Heussi. //JOM.-1995, N 8. -p. 40 - 41

8. Г.И. Носова. Фазовые превращения в сплавах титана. - М.: Металлургия, 1968, с. 342

9. С. Г. Глазунов, В. Н. Моисеев. Титановые сплавы. Конструкционные титановые сплавы. - М.: Металлургия, 1974, с. 368

10. Маквиллэн М.К. Фазовые превращения в титане и его сплавах,- М.: Металлургия, 1967, с. 266

11. Хансен М., Андерко К. Структура двойных сплавов, - М.: Металлургия, 1962.-Т.1-с. 608

12. В.С .Синельникова, В.А. Подергин , В.Н. Речкин . Алюминиды. -Киев: Наукова думка, 1965, с. 402

13. Гинталь Р. Д.. Механические свойства металлических соединений. -М., Металлургиздат, 1962, с. 354

14. The role of hot-working on the microstructure and mechanical properties of the Ll2- type manganese-modified Al3Ti alloy / Xiaofii Chen, Shipu Chen, Xiaohua Wu // Materials Science and Engineering.-1992.-A153.-p,-370-376

15. Synthesis of Al/Al3Ti two-phase alloys by mechanical alloying / S. Srinivasan., S.R. Chen., R.B. Schwarz//Materials Science and Engineering.-1992.-Al 53.-p.-681-695.

16. High temperature mechanical properties of vanadium alloyed y-base titanium- aluminides / Nobuki M., Vanderschueren D., Nakamura M./ Acta metet mater..- 1994. N8.-p.-2623-2632

17. The effect of alloying additions on the high temperature deformation characteristics of Ti-48A1 alloys / Sabinach C.M., Sastry S.M.L.// Scr. met. et mater.-1995.N9.-p,- 1381-1386.

18. Influence of microstructure on the sustained-load cracking characteristics of y-base TiAl alloys / R.Gnanamoorthy, Y.Mutoh // Intermetallics.-1995,N 3,-p.-271-280

19. A comparasion of the mechanical properties and microstructures of intermetallic matrix composites fabricated by two different methods / Mackay Rebecca A., Draper Susan L.,Ritter Ann V.,Siemers Paul A.// Met. and Mater. Trans.A.-1994.N7.-p.- 1443-1455.

20. Termal-mechanical fatigue of Ti-48A1-2V alloy and its composite/ Lee Eun U.// Met. and Mater. Trans.A.-1994. N10. -p.-2207-2212.

21 .Коттрел A.X. Дислокации и пластическое течение в кристаллах. // Перевод с английского. - М.: Металлургиздат, 1958.

22. Портной К. И., Бабич Б. Н. Дисперсноупрочненные материалы. .- М.: Металлургия, 1974.

23. Карпинос Д. М., Тучинский Л.И., Вишняков JI. Р., Новые композиционные материалы. - Киев : Вища школа, 1977.

24. Меткалф А. Поверхности раздела в металлических композитах. -М.: Мир, 1978, с. 438

25. Волокнистые и дисперсноупрочненные композиционные материалы. / Ред. Н.В. Агеев, А.Т. Туманов, М.Х. Шоршов и др. - М.: Наука, 1976.

26. Браутман Л., Крок Р. Современные композиционные материалы.

- М.: Мир, 1972

27. Бичем К.Д. Микропроцессы разрушения. - В кн.: Разрушение. T.l. М., 1973,

28. Ирвин Дж., Парис П. Основы теории роста трещин и разрушения. -В кн.: Разрушение. Т.З. М., 1976

29. Хирш П. Б., Хемпфри Ф. Дж. Пластическая деформация двухфазных сплавов, содержащих малые недеформируемые частицы. - В кн. Физика прочности и пластичности. М., 1972

30. Томас Г. Структура дисперсионноупрочненных сплавов. -В кн.: Электронная микроскопия и прочность кристаллов. М., 1968

31. Порошковая металлургия титановых сплавов./ Под ред. Фроуса Ф.Х.

- М.: Металлургия, 1974

32. Анциферов В.Н., Бобров Г. В. и др. Порошковая металлургия и напыленные покрытия. - М.: Металлургия, 1987

33. Кумар М., Экоут С.Б. Порошковая металлургия и высокотемпературные материалы. - М.: Металлургия, 1990

34. Взаимосвязь структуры и свойств твердых сплавов на основе карбида титана / Пилянкевич А.Н., Шаповал Т.А., Дзодзиев Г.Т., и др. -Порошковая металлургия, 1979, N10, с. 73-78

35. Мерфи Р., Грант Н., Новые материалы и методы исследования материалов и сплавов. - М.: Металлургия, 1966

36. Панасюк А.Д., Фоменко B.C., Глебова Г.Г. Стойкость неметаллических материалов в расплавах . -Киев.: Наукова Думка, 1986.

37. Справочник по композиционным материалам: Пер. с англ. / Под общ. ред. Дж.Либина. - М.: Машиностроение, 1988. 448 с.

38. Самсонов Г.В., Виницкий И.М. Тугоплавкие соединения . -М.: Металлургия, 1976.

39. Самсонов Г.В., Уманский Я.С. Твердые соединения тугоплавких металлов. -М.: Металлургия, 1957.

40. Термодинамические свойства неорганических веществ.: Справочник./ Под ред. А.П. Зефирова -М.: Атомиздат, 1965.

41. Стормс Э. Тугоплавкие карбиды .: Пер. с англ. -М.: Атомиздат, 1970.

42. Киффер Р., Бенезовский Ф. Сложные карбиды. М.: Металлургия, 1968

43. Взаимодействие углерода с тугоплавкими металлами. /В.С.Дергуно-

ва, Ю.В.Левинский, Г.В.Самсонов и др. -М.: Металлургия, 1974.

44. Косолапова Т.Я. Карбиды. -М.: Металлургия, 1968.

45. Карбид титана: получение, свойства, применение./ Кипарисов С.С., Левинский Ю.В., Петров А.П. - М.: Металлургия, 1987.

46. Войтович Р. Ф., Пугач Э.А. Высокотемпературное окисление карбида титана. - Порошковая металлургия, 1975

47. Вероятен У.Д., Машерев В.П. Термодинамические свойства неорганических веществ. Справочник. Атомиздат. М., 1965

48. Туманов А.Т., Портной К.И. Тугоплавкие материалы в машиностроении. Справочник. Машиностроение, М., 1967

49. Еременко В.Н., Великанова Т.Я. Кристаллохимия тугоплавких соединений. Киев: ИМП АН УССР, 1981

50. В.П. Елютин, В.И. Костиков. Высокотемпературные материалы. 4.2. М.: Металлургия 1973., 463с

51. Уикс К.Е., Блок Ф.,Е. Термодинамические свойства 65 элементов, их оксидов, галогенидов, карбидов и нитридов. -М.: Металлургия, 1965

52. Порошковая металлургия и напыленные покрытия. Под ред. Б.С. Митина . -М.: Металлургия, 1987

53. Федорченко И.М., Андриевский Р.А. Основы порошковой металлургии. Из-во АН УССР, Киев, 1963

54. Сб. Современные проблемы порошковой металлургии. «Наукова думка», Киев, 1970

55. Ковальченко М.С., Середа Н.И. Порошковая металлургия» 1968, №1, 17

56. Либенсон Г.А., Терехов А.И. Спеченные износостойкие материалы. -М.: Металлургия. 1977

57. Балыпин М.Ю. Порошковое металловедение М. : Металлургиздат, 1948

58. Чипорова И.Н., Чернявский К.С. Структура спеченных твердых сплавов. -М.: Металлургия, 1975

59. Третьякова В.И. Основы металловедения и производства спеченных твердых сплавов. -М.: Металлургия, 1976

60. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Суховаров В.Ф. Дисперсное упрочнение тугоплавких металлов. -Новосибирск: Наука. Сиб. отд-ние, 1989

61. Джонс В.Д. Основы порошковой металлургии. Прессование и спекание. Пер. с англ., М.:Мир, 1965

62. Жданович Г.М. Теория прессования металлических порошков. М.: Металлургия, 1969

63. Павлов В.А., Кипарисов С. С., Щербина В.В. Обработка давлением порошков цветных металлов. М.: Металлургия, 1977

64. Виноградов Г.А., Радомысельский И.Д. Прессование и прокатка металлических материалов. Москва-Киев, Машгиз, 1963

65. Злобин Г.П. Формование изделий из порошков твердых сплавов. М.: Металлургия, 1980

66. Перельман В.Е. Формование порошковых материалов. М.: Металлургия, 1979

67. Белогуров Б.В. Теория поверхностного натяжения// Поверхностные явления в расплавах и процессах порошковой металлургии. -Киев: АН УССР, 1963

68. Скороход В.В., Солонин С.М. Физико-металлургические основы спекания порошков. М.: Металлургия, 1984

69. Либенсон Г.А., Панов B.C. Оборудование цехов порошковой металлургии. М.: Металлургия, 1983

70. Гуард Р.В. Механизм упрочнения мелкодисперсными частицами. В кн.: Механизмы упрочнения твердых тел. М., 1965

71. Лоу Дж. Р. Структура и свойства металлов. М.: Металлургия, 1957

72. Электронно-зондовый микроанализ. Пер. с англ. С.Г. Конникова. Под ред. И.Б. Боровского.- М.: Мир 1974

73. Смитлз К. Дж. Металлы. Справ, изд. Пер. с англ. -М.: Металлургия 1980

74. Сомов А.И. Тихоновский М.А. Контролируемые фазовые превращения и композиционные материалы. - В. кн.: Структура и свойства жаропрочных металлических материалов. М., 1972

75. Лившиц Б.Г. Металлография. М.: Металлургия, 1957

76. Чалмерс Б. Теория затвердевания. М.: Металлургия, 1968

77. Б.С. Бокштейн . Диффузия в металлах. - М.: Металлургия. -1978

78. Жуховицкий A.A., Л.А. Шварцман. Физическая химия. М.: Металлургия,-1976

79. Zener C.//J. Appl. Phys. -1949. -v. 20. -p. 950

80. Frank F.C. //Proc. Roy. Soc. A.-1950. -v. 201. -P.596

81. Любов Б.Я. Кинетическая теория фазовых превращений. - М.: Металлургия. -1963

82. Кан., П. Хаазен. Физическое металловедение. Т.2 -М.: Металлургия. -1987

83. Шурин А. К., Дмитриева Г.П. Фазовые равновесия в сплавах переходных металлов с тугоплавкими карбидами. - Металлофизика, 1974

84. Волокнистые и дисперсноупрочненные композиционные материалы. Институт металлургии им. А.А.Байкова. под ред. В.Я. Дашевского. М.: «Наука». - 1976.

85. Политермический разрез y(TiAl)-TiC системы Ti-Al-C. Захаров A.M., Дашкова Л.А. «Изв. АН СССР. Мет.», 1987, N 4,196-167.

86. Захаров М.В., Захаров A.M.. Жаропрочные сплавы. - М.: Металлургия, 1972

87. Найдич Ю.В. Контактные явления в металлических расплавах. Киев, «Наукова думка», 1972

88. Жуховицкий А.А., Григорян В.А., Михалик Е.И. Изменение межфазного натяжения в процессе химической реакции. В кн. Поверхностные явления в расплавах и возникающих из них твердых фазах. Нальчик, Кабардино-Балкарское книжное изд-во, 1965

89. Дж. Кристиан. Теория превращений в металлах и сплавах. 4.1-М.: Металлургия. -1978.

90. Кипарисов С.С., Левинский Ю.В. Азотирование тугоплавких металлов. -М.: Металлургия. -1972.

91. Фаст Дж. Д. Взаимодействие металлов с газами. В 2-х т. Т.2. -М.: Металлургия. -1973.

В.В. Лунин

АКТ

об использовании результатов диссертационной работы Моргунова С.О. на тему: "Исследование процессов формирования алюминидов титана и композитов на их основе, упрочненных дисперсными углеродсодержащими соединениями", представленной на соискание ученой степени кандидата технических наук

Данный акт подтверждает использование в НИР химического факультета МГУ результатов научных исследований в области кинетики процессов формирования интерметаллидов в системе ТьА1. Предложенные в работе параметры процессов обеспечивают возможность избирательного формирования алюминидов заданной стехиометрии, что позволяет контролировать соотношение фаз в основе конструкционного материала. Преимущество рассматриваемых , низкотемпературных (900-1000°С) процессов формирования алюминидов титана заключается в обеспечении, стабильности высокомодульного дисперсного наполнителя (Т1С), вводимого в алюминидную матрицу на стадии ее формирования.

В работе предложен ряд методов аналитического контроля алюминидных фаз и их объемного соотношения в основе, которые будут использованы в НИР и учебном процессе при подготовке специалистов по специальности № 02.00.01-Неорганическая химия.

Зав.кафедрой общей химии хим.ф-та МГУ, профессор

УТВЕРЖДАЮ

Руководитель учебно-научного комплекса "Материаловедение и технология Материалов" МАТИ - Российского

i осударс i tsetiHUi и гехйолО! ическр! о уни иереи i е i а им.К.Э.Циолковского

' А.А.ИЛЬИН, член-корр. РАН, ■■ '' ^/4Ипрофессор, д.т.н.

1УУУ Г.

"5 АКТ

об использовании результатов диссертационной работы Моргунова С.О. "Исследование процессов формирования алюминидов титана и

KUïvîi ¡ОЗИ iОЬ На ИХ OCriOtse, yi ¡рОЧмеНпЫХ ДИЫ ¡ерОНЫМИ

углеродсодержащими соединениями", представленной на соискание умений и1ьпени кандида! а 1ехнических наук.

Настоящий акт подтверждает использование в УНК "Материаловедение и технология материалов" MA) И им.К.Э.Циолковского при проведении НИР технологических параметров получения диы ¡epcnoyi ¡рочненных коммози ¡ив на основе алюминидоь титатна , упрочненных частицами высокомодульных соединений i iU, ЫС. i ехнологические параметры процессов получения полуфабрикатов ДУ КМ, предложенные в диссертационной работе Моргунова С.О., обеспечивают возможность формирования при пониженных температурах (Уии-1иоиоС) алюминидной матрицы в трехкомпонентной системе ii-Aî-liC при сохранении в системе тонкодисперсных карбидных частиц (йэф=/-14 мкм), обеспечивающих требуемсый уровень зк.сплуа1ационных характерной* композита.

На кафедре "Материаловедение и технология материалов' УНК в учебной работе использована методика расчета диффузионных зон формирующегося алюминида при протекании процессов реакционной диффузии в области межфазных границ системы П-А1. Методика позъоля^! кон i ролироваi ь к.инетку процессов рос ¡а алюминидоь в системе li-Ai и прогнозировать время завершения процессов формирования алюминидной матрицы, содержащей наполнитель состава i 1С. Большой практический интерес представляют также экспериментальные данные по оценке термокинетической стабильности дисперсных намолнтелей ь алюминидной ма \ рице в изученном ижервале 1емпера гур.

Зам.руководите/гбкомплекса по учебной работе

л

, ,—иряев t.В., профессор

Декан факультета N ^ ЩА i И /

Ряховский А.П., доцент, к.т.н.