Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Аналитический обзор. жаропрочные композиционные материалы с металлической и интерметаллидной матрицей, упрочненные частицами или волокнами оксидов, боридов, карбидов 11
1.1 Искусственные композиционные материалы с металлической или интерметаллидной матрицей, упрочненные металлическими или керамическими волокнами 11
1.2 Естественные» композиционные материалы 18
1.3 Способы получения композиционных материалов с интерметаллидными матрицами 19
1.3.1 Реакционное спекание или реакционное сплавление композиционных материалов, упрочненных частицами фаз внедрения 19
1.3.2 Направленная кристаллизация естественных композиционных материалов 21
1.4 Обоснование выбора пар для стабильных искусственных композиционных материалов с интерметаллидной матрицей, упрочненных фазами внедрения 22
1.4.1 Характеристики фаз внедрения 23
1.4.2 Порошковые композиционные материалы с дисперсными частицами оксидных фаз 24
1.4.3 Композиционные материалы с интерметаллидной матрицей, упрочненные оксидными волокнами 29
Глава 2 Способы получения сплавов интерметаллидных матриц, упрочняющих фаз, композиционных материалов и методы исследования их структуры и свойств 36
2.1 Получение сплавов на основе ТіАІ для интерметаллидных матриц 36
2.2 Упрочняющие фазы 37
2.3 Способы получения композиционных материалов 40
2.4 Методы исследования структуры, фазового состава и свойств 40
Глава 3 Установление закономерностей взаимодействия алюминидов титана с легирующими элементами и фазами для обоснования выбора жаропрочных и жаростойких композиционных материалов с матрицей Ті-АІ 46
3.1 Двойная система Ті-АІ 46
3.2 Характерные особенности строения тройных диаграмм состояния систем ТІ-АІ-Ме, где Me -легирующий металл или металлоид 48
3.2.1 Твердорастворное легирование алюминидов титана 48
3.2.2 Фазы, находящиеся в равновесии с алюминидами титана.. 56
3.3 Возможность использования легирования для повышения жаропрочности и низкотемпературной пластичности TiAl 58
3.3.1 Рабочие температуры 58
3.3.2 Низкотемпературная пластичность 59
3.3.3 Упрочнение алюминидов титана 62
3.3.4 Плотность 64
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 . 64
3.5 Выбор литейных жаропрочных сплавов на основе ТіАІ для интерметаллидных матриц в композиционных материалах, упрочненных монокристаллическими сапфировыми волокнами 71
3.5.1 Микроструктура литейных сплавов на основе ТІА 72
3.5.2 Экспрессная оценка жаропрочности литейных сплавов на основе TiAl методом измерения «горячей» твердости 74
3.5.2.1 Влияние легирования на кратковременную «горячую» твердость сплавов (у-ТіАІ+аг-ТізАІ) 74
3.5.2.2 Длительная «горячая» твердость сплавов на основе ТІАІ 77
3.5.3 Сравнение характеристик жаропрочности ТіАІ и Ni3AI, имеющих аномальную температурную зависимость предела текучести, перспективы повышения жаропрочности сплавов ТіАІ путем легирования 78
3.6 Изучение жаростойкости литейных сплавов на основе ТіАІ 80
3.6.1 Анализ механизмов образования защитной оксидной пленки на ТіАІ и других интерметаллидах 80
3.6.2 Окисление сплавов на основе TiAl 82
3.6.3 Обоснование выбора легирующих добавок для повышения жаростойкости сплавов ТІАІ и композиционных материалов 84
3.7 Механическая совместимость компонентов, составляющих композиционный материал 87
Глава 4 Исследование композиционных материалов с матрицей ТІАІ, упрочненных карбидами (SiC) и боридами (TiB2) 90
4.1 Композиционные материалы типа «SiC/ТІАІ» и их получение пропиткой волокон SiC расплавом или напылением гранул материала матрицы ТІАІ 90
4.1.1 Получение композитов типа «SiC/ТІАІ» пропиткой волокон SiC расплавом материала матрицы Ті А! 90
4.1.2 Структура и свойства композитов типа «SiC/TiAl», полученных пропиткой волокон SiC расплавом материала матрицы ТІАІ 91
4.1.3 Получение композитов типа «SiC/ТІАІ» напылением гранул сплава матрицы ТІАІ на волокно SiC 94
4.2 Композиты типа «ТіВ2/ТіхАІу» и их получение методом реакционного спекания 95
4.2.1 Разработка метода получения композитов с матрицей ТІАІ, упрочненных (15-60)об.%ТІВ2 путем реакционного спекания и реакционного сплавления 95
4.2.2 Структура и фазовый состав композитов типа «ТіВг/ТіхАІу» 99
4.2.3 Композиты системы ТІ-АІ-В типа «ТіВг/ТіАІ», упрочненные волокном сплава титана 100
Глава 5 Получение и исследование структуры и свойств композиционных материалов типа «АІ203/ТіАІ» 104
5.1 Выбор способа получения композитов с матрицей из сплавов на основе ТІАІ, упрочненных непрерывными оксидными волокнами 104
5.2 Получение композитов с матрицей на основе сплавов ТІАІ, упрочненных монокристаллическими волокнами сапфира 105
5.3 Микроструктура и излом композитов типа «АІ2О3/ТІАІ» 107
5.4 Механические свойства композитов типа «АІгОз/ТіАІ» 109
5.4.1 Испытания на ползучесть 109
5.4.2 Длительная и удельная длительная прочность композитов 112
5.4.3 Низкотемпературная пластичность и вязкость разрушения композитов.. 115
5.4.4 Процессы на межфазной границе волокно/матрица 116
5.5 Потенциальные рабочие температуры композитов 119
5.6 Стойкость композитов типа «А^ОзГЛА!» против окисления 120
5.7 Выводы по главе 5 128
Общие выводы 130
Список литературы 133
- Естественные» композиционные материалы
- Упрочняющие фазы
- 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
- Композиты типа «ТіВ2/ТіхАІу» и их получение методом реакционного спекания
Введение к работе
Эффективность авиационных газотурбинных двигателей (ГТД) и «горячих» деталей других типов летательных аппаратов возрастает с повышением рабочих температур (tpae). Успехи в создании жаропрочных сплавов на основе железа, никеля, кобальта [1,2] позволили поднять tpa6 деталей современных ГТД до 1000-1100С (никелевые суперсплавы) и до 600С (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<1050С) и титановые сплавы (tpa6<600C), 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 1100С [3].
Одним из наиболее эффективных способов повышения tPa6 «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 и нтер металл иды (ИМ) с упорядоченной кристаллической структурой, прежде всего, наиболее легкие из них-алюминиды титана: у-ТіАІ, а2-Ті3АІ, ТіАІ3.
Сплавы на основе алюминидов титана с пластинчатой (ламельной) структурой (у-ТіАІ+аг-ТізАІ) обладают высокой температурой плавления (1:^=1447С для у-ТіАІ), низкой плотностью (р=3,6-4,0 г/см3), высокой стойкостью против
окисления до 900С на воздухе, в продуктах сгорания топлив и в других агрессивных средах, высокой длительной прочностью и сопротивлением ползучести до 800-900С, высокой трещиностойкостью (Кіс=15-30 МПа-м1/2) при температурах ниже температуры перехода из пластичного в хрупкое состояние (tn/x 600-700С). В связи с этим данные сплавы представляют собой практически идеальную матрицу для создания на их основе КМ. Сильные ковалентные связи Ті-AI обеспечивают повышение энергии активации диффузионных процессов в у-ТіАІ, замедляют развитие процессов ползучести при температурах ниже 800С и обеспечивают высокую жесткость в широком интервале температур: модуль упругости Юнга (Е) у-ТіАІ 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 900С, приближаясь к значениям, характерным для никелевых сплавов при этой температуре [4,5]. К достоинствам конструкционных материалов на основе у-ТЇАІ может быть отнесена аномальная температурная зависимость предела текучести сплавов на основе ТІАІ (повышение ао,2 с увеличением температуры до 600-750С) [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 200-400С по сравнению с титановыми сплавами.
Недостатком сплавов на основе у-ТіАІ 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 у-ТіАІ выше 750-
800С 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 у-ТіАІ, полученные изотермической деформацией [9], обеспечивают повышение низкотемпературной пластичности (удлинение (5) до 4-6%) при невысокой
7 тре щи но стой кости (Кіс менее 15-20 МПа-м1У2) 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 Ті-(46-48)ат.%АІ 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-ТіАІ/сс2-Ті3АІ, 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 ТіАІ. В обобщенном виде оптимальный состав сплавов (у-ТіАІ+аг-ТізАІ) на основе ТіАІ может быть описан как Ті - (44-50) ат.% АІ - (1-3) ат.% V, С г, Мп - (2-4) ат.% Nb, Та, W, Мо [6,8,141. Формирование в сплавах ТіАІ 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 [5-8,13,15,16]. 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 ТіАІ с мелкозернистой однофазной у-ТіАІ структурой, либо жаропрочность сплавов ТіАІ с крупнозернистой гетерофазной (у-ТіАІ+а2-Ті3А[) структурой.
Интенсивные исследования по созданию доступных КМ с матрицей из сплавов на основе титана или алюминидов титана (а2-ТізАІ, у-ТіАІ), 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 ТіхАІу 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.
8 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 800С.
Для повышения жаропрочности ведутся работы по созданию in-siiu 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 Іраб МЭТрИЦЫ.
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 tpag титановых сплавов и способны заменить более тяжелые никелевые сплавы при температурах 850-1050С, 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-TiAI, критерии выбора упрочняющих фаз (состав, морфология, способ введения в матрицу на основе ТІАІ), не были обоснованы механизмы упрочнения матрицы на основе ТіАІ фазами разных типов.
В связи с этим для разработки термически стабильного, легкого, жаропрочного и жаростойкого КМ с интерметаллидной матрицей (ИММ) на основе гетерофазных сплавов (у-ТЇАІ+аг-ТізАІ) и дальнейшего развития КМ с ИММ на основе ТіАІ было необходимо разработать физико-химические подходы к созданию термически стабильных, легких, жаропрочных и жаростойких КМ с ИММ на основе ТіАІ с !раб выше tPa6 сплавов на основе титана или ТіАІ, 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
9 сопротивлением деградации структуры и свойств в целом и для КМ с гетерофазной ИММ на основе сплавов (у-ТіАІ+аг-ТізАІ) 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:
Обоснование физико-химических подходов к выбору пар «упрочняющая фаза/ИММ» для КМ с высокой термической стабильностью, предназначенных для длительной высокотемпературной службы.
Анализ диаграмм состояния систем Ті-AI-X {X - металл, металлоид, элемент или фаза внедрения), установление закономерностей взаимодействия алюминидов титана (у-ТіАІ и СС2-ТІ3АІ) с указанными элементами или фазами и выбор на этой основе: 1) гетерофазных (у-ТіАІ+аг-ТізАІ) 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 (у-ТІАІ и а2-Ті3АІ), 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.
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.
Сравнительный анализ двух механизмов упрочнения КМ с ИММ при температурах, превышающих tpa6 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.
Разработка термически стабильного, легкого, жаропрочного и жаростойкого КМ с ИММ на основе TiAl, упрочненного монокристаллическими волокнами
10 сапфира, имеющего tpa6 на 200-300С выше tpa6 матрицы на основе ТІА]. 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: № 00-15-97293 «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 интерметалл идов, 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 интерметалл идов и керамик для элементов конструкций вооружения, военной и специальной техники» (Шифр «УГОВОЛ»).
Естественные» композиционные материалы
Для длительной высокотемпературной службы наиболее применимыми с точки зрения термической стабильности являются КМ, полученные in-situ, фазовый состав которых находится на псевдобинарных разрезах тройных или многокомпонентных систем, в которых упрочняющая фаза (волокно или частица) находится в равновесии с материалом упрочняемой матрицы. Это позволяет избежать протекания реакций взаимодействия между компонентами КМ и появления при производстве КМ или его длительной высокотемпературной службе промежуточных фаз. Такой подход к выбору пар для термически стабильных КМ дал начало большому научному направлению - созданию класса "естественных" КМ.
Для упрочнения КМ этого типа могут быть использованы либо тугоплавкие термодинамически стабильные «жесткие» фазы - фазы внедрения (карбиды, бориды) или другие ИМ с менее симметричной кристаллической решеткой, чем у алюминидов, либо «мягкие» фазы со структурой неупорядоченного твердого раствора на основе металлов. Упрочняющие фазы полностью или частично растворяются в матричных расплавах и имеют низкую растворимость в твердом состоянии (рис. 1.2 а). Оксиды и нитриды в КМ этого типа использованы быть не могут из-за низкой растворимости газообразных элементов внедрения (N, О) в расплавах матричных жаропрочных сплавов, не позволяющей создать в КМ достаточную объемную долю упрочняющей фазы (рис. 1.2 б).Рис. 1.2. Схемы политермических разрезов псевдобинарных фазовых диаграмм систем Me, ИМ - МеглХп, где MemXn - МеС, Ме2С, МеВ2, Me (а) или MemXn - МехОу (б), являющихся основой для получения композиционных материалов разного типа.19 В зависимости от способа получения естественные КМ могут иметь равноосную или направленную зеренную структуру, и могут образовывать непрерывные пластины или волокна различного сечения и с разным межволоконным расстоянием, вследствие чего сопротивление ползучести и вязкость разрушения может колебаться в значительных пределах.
Более подробно способы получения естественных КМ с ИММ описаны в разделе 1.3.интерметаллидными матрицами
Метод получения KM in-situ путем реакционного спекания (PC) или реакционного сплавления (РП) основан на том, что в сплавах, расположенных на псевдобинарном разрезе "Ме(ИМ)-МеС(Ме2С,МеВ2)", где существует неограниченная взаимная растворимость в жидком состоянии при достаточном перегреве расплава и ограниченная (низкая) взаимная растворимость в твердом состоянии (см. рис. 1.2 а), зародыши тугоплавкой упрочняющей фазы (карбид, борид) образуются уже в расплаве более легкоплавкой матрицы (сплавы на основе АІ, Ni, Ті или на основе Ni3AI, NiAl, Ті3АІ, ТіАІ).
Процесе получения in-situ таких КМ был разработан в США в Martin Marietta Laboratory (MML) [48], эти работы ведутся также в GE Aircraft Engines (Cincinatti), !NCO Alloys International (Washington), а также в NASA Lewis Res. Center (Cleveland), Texas Instruments Auleboro (MA) и др. В Японии эти работы ведутся в Mitsubishi Materials Corporation [49]. Эти процессы являются в определенной мере аналогами процесса самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС), протекающего в жидко-твердой фазе, разработанного в СССР [50-53] и развитого позднее как дешевый процесс получения порошков заданного состава или деталей из ИМ, в т.ч. легированных упрочняющими фазами. Наибольшую известность получили созданные этими методами КМ с матрицей из NiAl или "ПАЇ, содержащие свыше 2 об.% дисперсных частиц TiB2, HfB2, HfC. Размеры изолированных частиц указанных фаз зависят от объемной доли фазы и схемы процесса (последовательность, способ введения компонентов и скорость нагрева при PC).
Измельчение частиц в порошковых КМ, образующихся при PC Іп-situ, может быть достигнуто по технологии быстрого затвердевания расплава ИММ-МеуХ2 на вращающемся молибденовом барабане. Компактирование КМ с 2 об.% TiB2 с ТІАІ, NiAl или другой матрицей осуществлялось экструзией, а КМ с 2 об.% HfB2 подвергали ГИП [54].
Известны работы по PC алюминидов никеля, однако, исследований, посвященных PC ТІАІ, относительно немного. Так, методами PC и СВС были получены сплавы на основе ТІАІ со структурой у-ТіАІ и (у-ТІА1+а2-ТІ3А1), плотностью 3,78 г/см3 и прочностью на изгиб при комнатной температуре равной 390-470 МПа [55]. Методами PC были получены сплавы на основе ТІАІ с различным типом микроструктуры, сформировавшейся в процессе получения по ступенчатому режиму ГИП и последующей высокотемпературной термической обработкой [56], имеющие при комнатной температуре удлинение 8-0,6% и при 900С 5=1,7% для дуплексной структуры сплава (ламельные зерна с чередующимися пластинами у-ТіАІ и а2-ТізА! фаз и зерна у-ТЇАІ фазы).
В качестве матриц использовали составы Ті - (44-50) ат.% АІ - (1,7-4,0) ат.% Мп, V, Nb, причем ЛЭ вводились по отдельности или в разных комбинациях, например, V+Mn, V+Nb; а в качестве упрочняющей фазы - (5-20) об.% TiB2; КМ получали PC смесей порошков с последующим ГИП [48,55-59].
Свойства КМ типа «TiB2/TiAI» зависят как от структуры матрицы ТІАІ, так и от размера и формы упрочняющих частиц, формирующихся при PC. Так, установлено, что введение 7 об.% ТІВ2 частиц в матрицу Ті-48ат.%АІ-2ат.%\/-2ат.%Мп позволило при комнатной температуре повысить ав от 538 до 731 МПа, а0,2 от 400 до 587 МПа и модуль упругости от 159 до 180 ГПа по сравнению с исходной матрицей. КМ 7,5об.%ТіВ2Яі-45ат.%АІ с ламельной структурой имел при комнатной температуре ав=793 МПа, 5= 0%, при 800С ств=710 МПа, 5=11%, в то время как тот же КМ с дуплексной структурой имел при комнатной температуре сгв=862 МПа, 5=0,5%, при 800СС ств=600 МПа, 5=20%. Крупнозернистая ламельная микроструктура у КМ 7об.%ТіВ2ЛЇ-48ат.%АІ-2ат.%\/ также как и в сплавах ТІАІ способствует повышению вязкости разрушения при комнатной температуре до 16-18 МПа-м1/2 по сравнению смелкозернистой дуплексной микроструктурой (8,0-9,6 МПа-м№), что связано сотклонением трещины от ступенчатых ламельных границ зерен и ее ветвлением влитом материале. Упрочнение частицами ТгВг понижает Кю в 2-3 раза прикомнатной температуре (от 14-19 МПа-м1/2 для матрицы ТІ-46ат.%АІ до 9МПа М1/2 для КМ 7об.%ТіВ2/ТМ7ат.%А[), но повышает пластичность до 1,0% по сравнению с упрочнением короткими волокнами ТіВг [48]. При испытаниях на сжатие КМ 10об.%ТіВ2/Ті-50ат,%А! имел предел текучести 785-847 МПа и степень предельной деформации 16-21% [58].
Одной из задач при разработке технологии получения КМ этого типа с большой объемной долей упрочняющей фазы является сохранение дисперсности частиц и предотвращение образования крупных выделений или их скоплений.
Методом направленной кристаллизации (НК) композиций эвтектического состава формируются естественные КМ с ИММ, упрочненные непрерывными волокнами (или пластинами) второй фазы. Армирующая фаза может быть как пластичной и «мягкой» (металлы), так и «жесткой» и твердой (другой ИМ, фазы внедрения, силициды), ее объемная доля определяется составом эвтектики.
Примером естественных КМ с ИММ, армированной при НК пластинами или волокнами упрочняющих фаз, являются Me/NiA! (где Me - Mo, Сг, W, Fe-Ni и др.), NiAIMe/NiAl (где NiAlMe - NiAlTa, NiAINb и др.) или NiAlTa+Cr/NiAl [60-62]. Регулируя параметры НК можно влиять на расстояние между волокнами (пластинами) и на объемную долю упрочняющей фазы, от которых зависят механические свойства КМ.
В целом же следует признать, что большинство описанных в научной литературе естественных КМ эвтектического происхождения, полученных НК, не вполне удовлетворяют требованиям к современным конструкционным материалам по ряду параметров: выбор композиций ограничен узким кругом эвтектических систем, что в свою очередь ограничивает tpa6, а относительно высокое сопротивление ползучести при 1050С сочетается с низкотемпературной хрупкостью (кроме КМ с матрицей из никелевых суперсплавов) и низкой
Упрочняющие фазы
В качестве упрочняющих фаз для создания КМ были использованы волокна трех типов:1) волокна SiC диаметром 135-145 мкм, ав=1900-2100 МПа, полученные газофазным осаждением на вольфрамовый керн (Япония), для армирования матрицы ТІАІ на основе сплавов состава Ті-46ат.%АІ-2ат.%Сг и Ті-47ат.%АІ;2) волокна из титанового сплав состава Ті-7ат.%АИат.%\/ (Ті-4,15мас.%АІ-1,3мас,%\/) диаметром 100 мкм (проволока) для армирования матрицы на основе у-ТіАІ, упрочненной 15об.% частиц ПВ2;3) монокристаллические волокна сапфира (а-А!20з), полученные методом внутренней кристаллизации (МВК) по технологии, разработанной в ИФТТ РАН, для упрочнения матриц ТіАІ на основе сплавов состава (ат.%): ТІ-48АІ, Ti-48AI 1Zr, Ti-49AI-1,3V, Ti-46A!-1Nb, Ті-48АИТа.
Технология получения МВК монокристаллических ОВ не является традиционной [78,80,81,88] и позволяет получать высокопрочные волокна относительно недорогие по сравнению с волокнами, полученными другими методами, и делает актуальным рассмотрение получения промышленных жаропрочных КМ, упрочненных непрерывными ОВ. Метод основан на кристаллизации ОВ с высокой іпп во вспомогательной молибденовой матрице с tn/1=2620C, которая имеет предварительно сделанные каналы. Матрица состояла из слоев молибденовой фольги, разделенных расположенными на расстоянии 100 мкм отрезками молибденовой проволоки (рис. 2.1 а) [78,81].
Технология получения МВК монокристаллических ОВ включает следующие стадии:1) образование непрерывных каналов во вспомогательной молибденовой матрице;2) заполнение каналов во вспомогательной молибденовой матрице расплавом материала оксидного волокна;3) кристаллизация оксидного волокна в каналах вспомогательной молибденовой матрицы; Данные о температурной зависимости прочности некоторых ОВ, полученных в работах ИФТТ РАН [78,84,85], приведенные на рис. 2.2, позволяют считать, что, по крайней мере, до 1300-1500С монокристаллические сапфировые волокна (сс-А Оз) являются даже более прочными, чем волокна более сложных составов.
В качестве упрочняющих фаз для создания дисперсноупрочненного КМ типа «ТіВ2/ТІхАІу» с ИММ на основе ТІАІ были использованы частицы диборида титана ТіВ2 размером от 1-3 до 3-6 мкм,сформированные в ИММ ТіхАІу при PC и РП.
получения КМ типа «SiC/TiAl» с матрицей на основе ТІАІ, упрочненных волокнами SiC, были использованы две технологические схемы.1. Жидкофазная пропитка преформы из волокон SiC расплавом ИММ на основеТІАІ, которая позволяет избежать разрушения волокон SiC при использованииметодов ПМ (твердофазное компактирование).2. Комбинированная схема жидкофазного и твердофазного процессов сиспользованием порошковой технологии, а именно компактирование монослоев,полученных посредством плазменного напыления в вакууме гранул ИММ на основеТІАІ на распределенные на подложке (оправке) с определенным шагом волокна SiC.
Процедуры получения КМ типа «SiC/TiAJ» с помощью жидкофазной пропитки и комбинирования жидкофазного и твердофазного процессов подробно описаны в разделе 4.1.
Для получения КМ типа «ТіВгЯіхАіу» с матрицей на основе ПХА1У, упрочненных частицами ТІВг был использован способ in-situ (или XD процесс) путем PC и РП порошковых заготовок матрицы и упрочняющей фазы с последующим ступенчатым разбавлением при РП (ДВП) полученных КМ компонентами матрицы (Ті и/или АІ). Процедуры получения данного типа КМ подробно описаны в разделе 4.2.
Для получения КМ типа «АІ2О3/ТІАІ» или «сапфир/ТіАІ» с матрицей на основе ТІАІ, упрочненных монокристаллическими волокнами сапфира (а-АЬОз), была использована жидкофазная пропитка под давлением преформы - пучка сапфировых монокристаллических ОВ (а-А1203) расплавом ИММ (у-ТіАІ+аг-ТізАІ), что позволяет избежать разрушения волокон АІ2О3, как это происходит при использовании методов твердофазного компактирования (ПМ). Обоснование выбора способа получения данного КМ и описание выбранного способа приведено в разделе 5.1.
Для исследования структуры сплавов и КМ шлифы готовили стандартным способом: последовательной обработкой плоской поверхности образцов на грубой и тонкой шлифовальной бумаге и дальнейшей полировкой во взвеси двуокиси хрома (Сг20з) в воде с последующим выявлением структурных составляющих химическим травлением. Процедура травления шлифов заключалась в двух-трехразовом нанесении травителя: HF+HN03+H20 в соотношении 1:1:48 [89] на поверхность образца в течении долей секунды, после каждого травления шлиф тщательно промывался под струей воды.
Микроструктурныи анализ проводили с помощью оптической микроскопии на оптических микроскопах "NEOPHOT 2" и "NEOPHOT-32" при увеличениях от х 50 до х 1000, применяя методы количественной металлографии [90] для анализа распределения по размерам фаз и структурных составляющих (зерен, субзерен, волокон и т.п.) и с помощью сканирующей электронной микроскопии на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) фирмы «Cambridge Instrument» с приставкой «Link Pentafit» на приборе «LEO-430» в режиме вторичных и упругоотраженных электронов при увеличениях от х 25 до х 1500.
Плотность исследуемых образцов определяли методом их гидростатического взвешивания при ошибке метода измерения 0,05 г/см3 или 0,25%, Для сплавов на основе ТІА! плотность составила 3,8-4,0 г/см3 в зависимости от типа легирования.
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
Для создания термически стабильных, жаропрочных КМ с ИММ на основе алюминидов титана необходима оценка стабильности в равновесии с ИММ (физико-химической и механической совместимости) наиболее тугоплавких и термодинамически стабильных фаз внедрения, в т.ч. в условиях работы КМ в атмосфере и продуктах сгорания топлив [123].
Системы Ті-AI-H. Анализ ДС Ті-AI-H показал, что растворимость водорода в а-ТІ, р-ТІ и в алюминидах титана сильно зависит от давления водорода (рн) и температуры: в ТіАІз она составляет 1,4-1,6 мл на 100 грамм сплава при 500-600С и рн=1,01 бар и пренебрежимо мала в у-ТіАІ [40]. В системе при высоких рн были обнаружены 3 метастабильные фазы аналоги гидридов титана (Ti3AIHx), которые существуют до 150С и разлагаются при 200С, образуя SiH2 (t06p 315GC или siH2 с t06p=315C). Использование гидрида титана или других гидридов {циркония или гафния) для упрочнения сплавов на основе алюминидов титана невозможно, так же как термоводородной пластифицирующей обработки сплавов ТіАІ по типу Ті-сплавов из-за низкой стабильности гидридов и из-за низкой растворимости водорода в сплавах ТіАІ [124].
Системы Ti-AI-B (ZrB2) HfB2, NbB2, ТаВ2). На основании подробного изучения двойных ДС и богатого алюминием участка тройной ДС Ti-AI-B установлено, что в равновесии с у-ТіАІ и а2-Ті3АІ находится тугоплавкий диборид титана ТіВ2 с гексагональной кристаллической структурой, плавящийся конгруэнтно при tnn=3225C [23] и имеющий плотность р=4,45 г/см3 [63,64]. Фаза TiB2 образует непрерывный ряд твердых растворов с легкоплавким (образующимся по перитектической реакции при 980С) изоморфным ему АІВ2 [23,40]. Полная взаимная растворимость компонентов в расплаве, низкая взаимная растворимость алюминидов титана и ТіВ2 в твердом состоянии (возможна частичная замена атомов Ті атомами АІ при низких температурах) и низкая склонность к диссоциации ТіВ2, по крайней мере, вплоть до tnJ1 алюминидов титана благодаря высокой термодинамической стабильности TiB2j определяемой величиной свободной энергии образования Гиббса (см. рис. 1.3 а, глава 1) [64], делают перспективным получение КМ типа «ТіВ2ЛїхАІу» методом in-situ путем PC и РП (или так называемого XD процесса).Zr, Hf, Nb и Та также образуют стабильные дибориды (см. рис.1.3 а, глава 1), которые изоморфны TiB2 и А1В2 [40], плавящиеся конгруэнтно при tnn 3040, 3250, 3000 и 3200СС, имеющие плотность р: 6,0; 10,5; 6,97 и 11,7 г/см3 соответственно [63,64]. Однако, высокая плотность этих диборидов, особенно гафния и тантала, делает указанные КМ менее привлекательными, чем КМ, упрочненные дисперсными частицами тугоплавкого термодинамически стабильного и легкого TiB2.
Системы Ti-AI-C (ZrC, HfC, ТаС, NbC). Растворимость углерода в алюминидах титана [40] уменьшается с увеличением в них концентрации AI, например, при 1000С от 3 ат.% в ai до 1 ат.% в а2-Ті3АІ и у-ТіАІ и до пренебрежимо малой величины в ТіАІ3. Максимальная растворимость в у-ТіАІ при 1530С тугоплавкого монокарбида ТІС с ГЦК кристаллической структурой, плавящегося конгруэнтно при tnn=3073C [23] и имеющего плотность р=4,93 г/см [63,64], составляет 0,7 мас.% и уменьшается до 0,55 мас.% при понижении температуры до 1200-600С [40]. Уже при температурах 1250С ТІС и другой тугоплавкий карбид АЦС3 (с ромбоэдрической кристаллической структурой, образующийся по перитектической реакции при 2250С) не находятся в равновесии с алюминидами титана (рис. 3.8 а) и поэтому не могут быть использованы в качестве упрочняющих фаз. Легкоплавкие тройные карбиды тгТізАІС и тг-Ті2АІС, образующиеся при 1250С [40], не представляют интереса в качестве упрочняющих фаз для КМ с матрицей (а2-Ті3АІ+у-ТіАІ).
Тугоплавкие (т.пл=3500-4000оС) монокарбиды ZrC, HfC, NbC и ТаС изоморфны ТІС, имеют высокую плотность: 6,66; 12,6; 7,8 и 14,48 г/см3 соответственно [63,64]; ZrC, HfC и ТаС более термодинамически стабильны, чем TiC, a NbC - несколько менее стабилен, чем TiC (см. рис. 1.3 а, глава 1).
В системах Zr(Hf)-AI-C прослеживается примерно та же тенденция, что и в системе Ti-AI-C, т.е. образуются тройные карбиды: ZrAIC2 и HfAIC2, Zr5AbC и Нт АІзС, Z A Cs и Hf2Al3C5, частично или полностью перекрывающие область взаимодействия между моноалюминидами переходных металлов IV группы и тугоплавкими термодинамически стабильными монокарбидами этих металлов [40].
В сплавах ТІ-AI-Nb-C на основе cc2i3AI некоторое количество атомов Ті в т-і-ТізАІС замещается атомами Nb, что приводит к образованию фазы (Т!,ЫЬ)зА1С, обнаруженной как в литых, так и в закаленных образцах [125].
В системах Nb(Ta)-A!-C образуются легкоплавкие (t0gp 1000С) тройные карбиды Nb2AI2C, Nb2AIC и Та2АІС, Та5АІ3С, а карбид NbC и, по-видимому, ТаС не находятся в равновесии с а2-ТізАІ и у-ТіАІ [40].
Таким образом композиция ТіС/(а2-Ті3АІ+у-ТіАІ), в т.ч. легированная сильными карбидообразующими металлами IV и V групп, не может рассматриваться как стабильная во всем интервале температур, т.к. при температурах ниже 1200С образуются тройные карбиды. Кроме того, попытка стабилизировать TiC путем легированная должна неизбежно привести к повышению плотности сплавов.
Системы Ti-Al-N {ZrN, HfN, TaN, NbN). Растворимость азота в алюминидах титана мала. В равновесии с аг-ТізАІ и у-ТіАІ при 1300С (рис.3.8 б) находится тройной нитрид T2i2AIN; а в равновесии с у-ТіАІ и ТіАІз находится тройной нитрид -C3i3Al2N (іпл=1300С) [40]. В системе существует также тройное соединение тг Ti3AIN, которое при 1300С находится в равновесии с сс2-ТізАІ и сс-Ті.
Нитрид алюминия AIN (гексагональная кристаллическая решетка), который либо возгоняется при 2450С, либо плавится при 2800С [23], находится в равновесии с ТіАІз, T3i3A[2N и с TiN, а при 600С с t2i2AIN И TiN [40]. При 1000С нитрид T3i3AI2N не стабилен, и в равновесии с у-ТіАІ находятся x2i2AlN и AIN. Наиболее тугоплавкий и термодинамически стабильный нитрид TiN с ГЦК кристаллической структурой [40], образующийся конгруэнтно при 3290С [64] или при 2950С [23,40] и имеющий плотность р=5,43 г/см3 [64], не может быть стабилизирован в равновесии с алюминидами титана, т.к. образующиеся в системе Ti-AI-N более легкоплавкие тройные нитриды перекрывают область взаимодействия между TiN и алюминидами титана.
Анализ ДС систем Zr(Hf,Nb,Ta)-AI-N показал, что во всех системах наиболее тугоплавкие и термодинамически стабильные мононитриды указанных переходных металлов (1ПЛ=2950-3390С, плотность р=7,1-13,8 г/см3 [64]) изоморфны TiN и не находятся в равновесии с моноалюминидами этих металлов и богатыми Zr (Hf, Nb, Та) алюминидами и твердыми растворами на основе Та и Nb. Образующиеся тройные нитриды T-rZr3AIN, Hf3AIN, -r2-Zr5Al3Ni.x, Hf5AI3N и Nb3AI2N перекрывают область взаимодействия между мононитридами и соответствующими алюминидами [40]. Таким образом, легирование (ТІ-АІ-И)-сплавов указанными металлами, образующими тугоплавкие и термодинамически стабильные мононитриды, не может привести к стабилизации TiN или других стабильных мононитридов в равновесии с алюминидами титана и обеспечить создание термостабильных КМ.
Системы Ti-Al-0 (Zr02, Hf02 или Y203, Ме02 и др.). В обзорных работах [126,127] приведены 2 схематичных варианта изотермического сечения ДС Ti-AI-O: согласно работам, основанным на термодинамических расчетах (рис. 3.8 г) и согласно работам, основанным на экспериментальных данных (рис. 3.8 д).
Согласно термодинамическим расчетам [126,127] твердый раствор на основе сс2-Ті3АІ находится в равновесии с у-ТіАІ и оксидом ТіО (а-ТіО имеет моноклинную базоцентрированную кристаллическую решетку, tO6p=940C, a piO имеет ГЦК структуру, to6p=1250C [40], плотность р=4 г/см3); твердый раствор на основе у-ТіАІ находится в равновесии с оксидом сс-А1203 (ромбоэдрическая кристаллическая решетка, tnn=2054C [23,40] или 2046С [63], плотность р=3,97-4,02 г/см3 [63]) и оксидом ТЮ; а твердые растворы на основе фаз ТіАІ2 и ТіАІ3 находятся в равновесии с оксидом А!203. Согласно данным этих работ монооксид ТЮ является стабильным для двойных сплавов системы Ті-АІ, содержащих менее 50 ат.%АІ (см.
Композиты типа «ТіВ2/ТіхАІу» и их получение методом реакционного спекания
Настоящий раздел посвящен изучению возможности использования PC и РП для получения in-situ КМ типа «TiB2/TixAly», содержание упрочняющей фазы в которых в виде частиц ТіВг микронных размеров, однородно распределенных в матрице ТіхА!у, колеблется в широких пределах (вплоть до 60 об.%), причем увеличение объемной доли боридов не приводит к формированию «жесткого» боридного каркаса [158]. Представляло интерес изучить, оказывает ли влияние последовательность введения основных компонентов матрицы при комбинированном использовании PC и ступенчатого РП на фазовый состав, структуру и свойства КМ типа «ТіВ2ЛїхА[у».
Исходным материалом для создания дисперсноупрочненного КМ типа «ТіВг/ТіхАІу» являлись порошки Ті, Al и В с соотношением компонентов: 40 мас.% Ті, 40 мас.% АІ и 20 мас.% В (или 20 ат.% Ті, 40 ат.% АІ, 40 ат.% В). Состав смеси подбирался таким образом, чтобы после PC первичный КМ представлял собой частицы ТіВг в матрице на основе АІ. Исходную смесь порошков перемешивали в механическом смесителе в течение 2 ч, компактировали вхолодную при давлении 300 МПа в таблетки диаметром 20 мм, высотой 5 мм и спекали в аргоне при температуре 1000С в течение 1 часа.
Первичный КМ (сплав 1) переплавляли ДВП в атмосфере очищенного гелия нерасходуемым вольфрамовым электродом. Получали слитки весом 30 г при быстром (скорость охлаждения УОХЛ 104 град/с) и медленном (VOXJI«102 град/с) охлаждении при затвердевании (сплавы 2 и 3 соответственно). При последующих ДВП слитки сплава 3 последовательно разбавляли за несколько стадий, вводя дополнительно Ті или АІ.
При PC первичного КМ при подъеме температуры в интервале 650-800С наблюдалось интенсивное газоотделение. Как показали данные ДТА процесса нагрева смеси, данное явление вызвано протеканием экзотермических реакций взаимодействия между компонентами порошковой смеси в присутствии жидкого Al. По данным сравнительного химического анализа исходной смеси порошков (мас.%) 40ТІ+40А1+20В и первичного КМ, полученного PC при 1000С, в процессе PC происходит угар наиболее летучих компонентов - бора (в особенности) и алюминия. Соотношение Ti:Al:B после спекания составило 50:38:12 мас.% или 28,2:40,4:31,4 ат.% (сплав 1), т.е. бор связывает часть титана в диборид титана, а оставшаяся часть титана входит в состав матрицы ПХА1У.
Схема получения КМ, последовательность ступенчатого разбавления первичного КМ активными компонентами матрицы ТіАІ (Ті и/или Al) приведена в таблице 4.1. Там же приведены данные о химическом и фазовом составе КМ, объемной доле и размер дисперсных изолированных включений боридов. Химический и фазовый состав КМ, полученных путем PC и РП ТІ+АІ+В
По данным РФА реакционное взаимодействие между титаном и алюминием по экзотермической реакции начинается в твердой фазе (при 600С) и ведет к образованию богатой алюминием фазы ТіАІз, что согласуется с полученными ранее данными авторов [159,160]. При достижении tnn AI ( 660С) в процессе развития эндотермической реакции в составе сплава исчезает AI и ai, сохраняется ТіАІз и ТІВ2 и появляются следы у-ТіАІ. Небольшое количество фазы ТіАІз сохраняется в составе сплава вплоть до температуры спекания 1000С, когда реакционные процессы доходят до конца (завершаются).
В связи с этим первичный КМ (сплав 1) после PC при 1000С представлял собой матрицу из ТіАІз и yiAl фаз с 60 об.% включений боридов ТіВг, т.е. отличался от запланированного фазового состава АІ+ТіВ2, который можно было бы ожидать, если бы весь Ті в сплаве был связан в диборид титана. Структура первичного КМ (сплав 1) неоднородна (рис. 4.3 а): чередуются участки, обогащенные алюминием (темные области) и бором (светлые области). По данным МРСА содержание ТІ в участках обоих типов находилось на уровне 47-50 мас.% (25-30 ат.%). По границам зерен в сплаве 1 видны бориды (60 об.%) в виде чешуек (пластин) размером менее 3 мкм (рис. 4.4 а, д).
По данным РФА (см. табл. 4.1) и МРСА в первичном КМ (после PC) и в сплавах после ДВП (после РП) значительная часть атомов AI замещает атомы Ті в бориде и последний имеет состав (Тн.хАІх)В2, т.к. бориды ТІВ2 и АІВг являются изоморфными, а разница в параметрах решеток не превышает 1% [23,40].
Переплав первичного КМ (сплавы 2 и 3) привел к измельчению структуры (более существенному при быстром затвердевании) и исчезновению ее макронеоднородности (рис. 4.3 б, в), тогда как фазовый состав и объемная доля боридов после переплава остались прежними: (ТіАіз+у-ТіАІ) + 60 об.% ТіВ2 (см. табл. 4.1). Бориды имели игольчато-пластинчатое строение, а их размер не превышал 1-3 мкм (рис. 4.4. б, е). Увеличение скорости охлаждения при кристаллизации в исследованных пределах не привел к существенному измельчению структурных составляющих сплава. В связи с этим при последующих переплавах с последовательным ступенчатым разбавлением алюминием или титаном был использован режим охлаждения сплава 3 - медленное охлаждение.
Вторичные КМ, полученные разбавлением первичного КМ (сплава 3) алюминием 5,6 мас.% (сплав 4) и 100 мас.% (равному весу сплава) (сплав 5), имели 100 бориды в виде остроугольных пластин (чешуек) (рис. 4.3 г, рис. 4.4 в, ж), линейный размер которых не превышал 1-3 мкм. С увеличением количества AI, которым разбавлялся КМ при РП, происзошло уменьшение объемной доли боридов до 25 об.%, в структуре КМ сохранилась богатая алюминием ТіАІз фаза и появился твердый раствор на основе АІ (сплав 5). Разбавление первичного КМ (сплава 3) титаном 35 мас.% (сплав 6) привело к образованию матрицы с ламельной структурой (у-ТіАІ+аг-ТізАІ), состоящей из чередующихся пластин yiAl и а,2-ТізА1 фаз, и 40 об.% боридов в виде пластин (рис. 4.3 д, рис. 4.4 г, з) с линейным размером до 2-5 мкм.
