Высокотемпературный синтез, структура и механические свойства интерметаллических и металлокерамических никелевых сплавов и композиционных материалов тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

РГ6

од

На правах рукописи

ОВЧАРЕНКО Владимир Ефимович

ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ СИНТЕЗ,

СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ИНТЕРМЕТАЛЛИЧЕСКИХ И МЕТАЛЛОКЕРАМИЧЕСКИХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ И КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

Специальность 01.04.07 - физика твердого тела

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Томск - 1997

Работа выполнена и Институте физики прочности и материаловедения СО РАН и Сибирском физико-техническом институте им. В.Д. Кузнецова.

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ:

доктор физико-математических наук, профессор А.П. Савицкий доктор физико-математических наук, профессор В.А. Старенченко доктор технических наук, профессор Ю.М. Максимов

ВЕДУЩАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ: - Институт теоретической и прикладной

механики СО РАН

Защита состоится СЦ 1997г. в мни на заседании диссер-

тационного совета Д 003.61.01 при Институте физики прочности и материаловедения СО РАН по адресу: 634021, г. Томск, пр. Академический^/!.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН.

Автореферат разослан " "_1997 г.

Ученый секретарь Совета доктор физ.-мат.наук,

профессор ^-у /р С.Н. Кульков

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА ДИССЕРТАЦИОННОЙ РАБОТЫ

Актуальность проблемы, предпосылки и цель работы. Внимание к проблеме создания композиционных металлических материалов (КМ) с заданными физико-механическими свойствами под конкретные условия эксплуатации непрерывно возрастает начиная с середины 60-х годов. Это объясняется прежде всего тем, что возможности повышения механических свойств традиционных металлических материалов конструкционного назначения практически исчерпаны. В то же время физические принципы конструирования КМ позволяют па практике реализовать проектирование КМ с заданными физико-механическими свойствами.

Проблему разработки КМ и, в особенности, КМ с металлической матрицей можно рассматривать в виде суперпозиции нескольких крупных задач: достижения оптимального уровня взаимодействия компонентов КМ, разработки и создания специализированных технологических процессов получения КМ конкретного назначения, исследования физико-механических свойств КМ для наиболее эффективного их применения в технике.

Наиболее перспективные КМ конструкционного назначения -КМ волокнистого строения, находятся сегодня либо на стадии разработки, либо на стадии опытно-промышленного освоения. Но уже первые попытки создания таких материалов путем армирования никеля и его сплавов высокопрочными вольфрамовыми волокнами вскрыли трудности принципиального характера, основными из которых являются низкий уровень химической совместимости компонентов КМ — вольфрамовые волокна катастрофически теряли свою прочность в никелевой матрице при температурах выше 950°С, и необходимость создания специализированных технологий получения КМ - известные технологии получения конструкционных материалов не позволяли получать КМ с равномерным распределением волокон в матрице.

Проблема снижения плотности КМ при сохранении их высокотемпературной прочности вызвала большой интерес к углеродным волокнам, отличающимся малым удельным весом, высокими прочностью н модулем упругости при сохранении этих свойств вплоть до температур нагрева 2800-3000 °С. Практически с момента создания высокопрочных высокомодульных углеродных волокон начались интенсивные исследования возможностей их использования для армирования никелевых сплавов. Для изготовления таких КМ

были апробированы все три основных технологических направления - методы порошковой металлургии, твердо- и жпдкофазной технологий.

В последние годы все большее внимание в качестве перспективной технологии получения КМ на основе никель-алюминиевых сплавов, близких по составу алюминидам никеля, уделяется методу реакционного спекания, основанному на явлении экзотермической реакции образования интерметаллида в порошковой смеси никеля с алюминием. При нагреве в печи прессовки из такой порошковой смеси до температуры образования легкоплавкой эвтектики инициируется химическая реакция образования на границах раздела разнородных частиц смеси ннтерметаллического соединения, которая сопровождается выделением тепла. Последнее дополнительно активирует протекание реакции образования ннтерметаллического соединения. Если в процессе реакционного спекания к порошковой смеси приложить давление, то пористость интерметаллической заготовки заметно снижается, но остается сравнительно высокой (до 7 об.%).

Достижение полной сплошности синтезированных пнтерметал-лндов и КМ на их основе возможно при инициировании самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) ннтерметаллического соединения в режиме теплового взрыва порошковой прессовки в условиях синхронизации реакции СВС интерметаллида с процессом компактпрованпя продукта реакции СВС. Развитие такого подхода к созданию технологии получения КМ на основе никелевых сплавов связано с необходимостью решения целого ряда задач. Прежде всего задач оптимизации технологических режимов получения КМ на основе математических моделей процессов СВС химических соединений в порошковых смесях исходных элементов и исследований структуры и механических свойств синтезированных под давлением сплавов и КМ на их основе.

Таким образом, основными проблемами при разработке КМ с матрицами из жаростойких никелевых сплавов являются не только создание специализированных технологических процессов получения компактных материалов из разнородных компонентов, в которых металлическая матрица связывает высокопрочные частицы или волокна, защищает их от воздействия внешней среды и эффективно передает внешнюю нагрузку на каждую частицу или волокно, но и сохранение высоких исходных механических свойств частиц или волокон как в процессе получения КМ, так и в процессе его эксплуатации при повышенных температурах. Успешное решение ука-

занных проблем возможно только при условии применения физических принципов конструирования КМ на основе научного обоснования выбора совместимых компонентов КМ для заданных условии эксплуатации изделия.

Диссертационная работа выполнялась с 1970 г. в соответствии с Программами ГНКТ СССР 0.08.17 н 0.72.03, Программой КП НТП СЭВ (по проблеме 4.3.1.), планами научно-исследовательских работ СО РАН «Научные основы конструирования новых материалов и создание перспективных технологий», Государственного Научного Центра РФ «Институт физики прочности и материаловедения СО РАН» и Сибирского физико-технического института им.В.Д. Кузнецова.

Цель работы: Разработка физических основ конструирования и технологии получения термически стабильных композиционных материалов конструкционного и инструментального назначений на основе никелевых сплавов.

Для достижения поставленной цели предполагалось решить следующие задачи:

1. Разработать математическую модель СВС интерметаллического соединения №зА1 в режиме теплового взрыва порошковых смесей чистых элементов, провести количественные расчеты тепло-физических параметров процесса СВС алюминнда никеля и композиционных материалов на его основе в зависимости от дисперсности исходных порошковых материалов, пористости порошковой заготовки, энергетических параметров процесса СВС, от содержания в исходной порошковой смеси инертных элементов и оценить влияние указанных факторов на фазовый состав СВС продукта.

2. Разработать физические основы технологии СВС под давлением ннтерметаллнда Ы1зА1, сплавов и композиционных материалов на его основе.

3. Экспериментально исследовать структурные характеристики синтезированного под давлением ннтерметаллнда №зА1 и сплавов на его основе.

4. Исследовать температурные зависимости прочности, пластичности и характера разрушения синтезированных под давлением ннтерметаллнда №зА1 и его сплавов. Разработать модель интеркрн-сталлнтного разрушения СВС ннтерметаллнда.

5. Исследовать влпянне легирования матрицы на термическую стабильность структуры и механических свойств КМ никель-вольфрамовые и ншсель-углеродные волокна и влияние армирова-

ния- высокопрочными волокнами на высокотемпературную прочность синтезированных под давлением интерметаллнческпх сплавов на основе №зА1.

6. Разработать технологии спекания двухслойных материалов «металлокерамнческнй КМ - стальная подложка» и применить новые двухслойные КМ для создания высокоресурсного режущего инструмента.

7. Исследовать возможности плазменного напыления износостойких покрытий из композиционных порошковых материалов, полученных механическим измельчением синтезированного под давлением металлокерамнческого компакта.

Научная новизна работы:

- На основе физических представлений о диффузионной кинетике образования интерметаллического соединения на границе раздела разнородных порошковых частиц в процессе их непрерывного нагрева внешним источником энергии разработана математическая модель СВС алюминида никеля №зА1 в режиме теплового взрыва порошковой смеси никеля с алюминием, учитывающая геометрические параметры исходной порошковой системы, энергетику процесса синтеза и явление зародышеобразования на границах раздела разнородных порошковых частиц.

- Методом компьютерного моделирования проведены количественные расчеты термограмм и фазового состава продукта в режиме теплового взрыва порошковой смеси чистых элементов в зависимости от геометрических параметров порошковой системы, содержания в ней инертного наполнителя и энергетики процесса СВС ин-терметаллида №зА1.

- Разработаны физические основы технологии СВС ннтерме-таллида №зА1, сплавов и КМ на его основе в режиме теплового взрыва порошковой смеси исходных элементов под давлением.

- Экспериментально установлено, что структура СВС компактного интерметаллида N13AI близка по своим характеристикам к структуре литого интерметаллида.

- Разработана модель интеркристаллнтного разрушения СВС поликрпсталлнческих интерметаллидов №зА1. Используя эту модель и характеристики прочности, определена температурная зависимость когсзивноп прочности границ зерен СВС поликристаллов №зА1 и выяснены структурные факторы, ответственные за изменение пластичности интерметаллида с ростом температуры деформации и при отклонении от стехиометрии.

- На основе исследований влияния легирования СВС компактного N13AI на температурные зависимости его механических свойств и механизм разрушения определены пути повышения высокотемпературной прочности и пластичности интерметаллнда с целью применения его в качестве матрицы высокотемпературных металлических КМ.

- Легирование никеля переходными и B-металлами уменьшает растворимость вольфрамовых и углеродных волокон в матрице КМ и снижает скорость рекристаллизации вольфрамовых и графитнза-ции углеродных волокон. Наиболее эффективное влияние на повышение совместимости высокопрочных волокон с никелевой матрицей оказывает легирование матрицы алюминием, которое достигает наивысшего значения при содержании алюминия в никелевой матрице около 25,0 %.

- Армирование СВС компактного интерметаллнда №зА1 высокопрочными волокнами (углеродными и карбида кремния) является эффективным способом повышения высокотемпературной прочности интерметаллнда. Комплексное легирование н армирование интерме-таллпческой матрицы позволяет повысить температуру максимальной прочности КМ до 1000 К и выше.

- На основе проведенных исследований разработана и создана серия износостойких КМ класса безвольфрамовых твердых сплавов «карбид титана - никельхромовая связка» инструментального назначения для работы в условиях высокоскоростного трения, повышенных температур и агрессивных сред.

- Созданы композиционные порошковые материалы с высокодисперсной внутренней структурой для нанесения износостойких и высокотвердых покрытий методами спекания и плазменного напыления.

Практическая значимость работы состоит, во-первых, в создании математической модели СВС интерметаллнда №зА1, сплавов и композиционных материалов на его основе, позволяющей методами компьютерного эксперимента оптимизировать технологические режимы СВС указанных материалов применительно к реальным порошковым материалам. Во-вторых, в создании новых технологий высокотемпературного синтеза ннтерметаллических и металлокера-мнческнх материалов конструкционного и инструментального назначения. В-третьих, в освоении технологических процессов серийного производства высокоресурсного режущего инструмента для

химической, нефтегазодобывающей, переработки пищевых продуктов и других отраслей промышленности.

Результаты исследований и разработок новых материалов и технологий их получения защищены пятыо авторскими свидетельствами, патентом РФ и используются в серийном производстве высокоресурсного инструмента на ряде предприятий: Томский нефтехимический комбинат - производство фильер и ножен для гранулирования пластмасс, КТИ «Республиканский инженерно-технический центр по восстановлению и упрочнению детален машин и механизмов» (г. Томск) - ножи для гранулирования пластмасс и фильеры для производства проволоки, Опытный завод Объединенного института физики прочности н материаловедения СО РАН (г. Томск) - вставки в буровые ключи, предприятие «Агроннструмент» (г. Томск) — ножи для переработки пищевых продуктов, совместное китайско-российское предприятие по производству режущего инструмента (г. Шеньян, КНР) - специальный режущий инструмент для химической промышленности.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Математическая модель СВС нитерметаллнда №зА1 и карбида титана ТЮ в порошковой смеси чистых элементов и количественные расчеты отдельных стадий процесса и термограмм в целом.

2. Физико-химические основы технологии получения нитерметаллнда №зА1, а также сплавов и КМ на его основе методом теплового взрыва порошковой смеси чистых элементов под давлением.

3. Результаты экспериментальных исследований влияния легирования на температурные зависимости прочности, пластичности и механизма разрушения СВС компактного интерметаллида №зА1 и механических свойств интерметаллических композиционных материалов, армированных высокопрочными вольфрамовыми и углеродными волокнами. Модель интеркристаллитпого разрушения СВС поликриеталлического интерметаллида №;>Л1.

4. Закономерности растворения н активированной рекристаллизации вольфрамовых и графптизацпн углеродных волокон в композиционных материалах на основе никеля.

5. Физические принципы повышения термической стабильности КМ никель-вольфрамовые и никель-углеродные волокна путем легирования компонентов КМ.

6. Технологический процесс получения композиционных порошковых материалов на основе высокоднсперсного карбида титана и результаты экспериментальных исследований по их применению

для нанесення износостойких и высокотвердых покрытий методами спекания и плазменного напыления композиционного порошка. Технологии производства высокоресурсного режущего инструмента для работы в условиях высокоскоростного трения, агрессивных и абразивных сред, повышенных температур и ударных нагрузок.

Апробация работы. Материалы диссертации докладывались на международных, всесоюзных и российских конференциях и симпозиумах, школах и научных семинарах:

Научно-практической конференции «Молодые ученые и специалисты Томской области в 9-и пятилетке» (Томск, 1975), II научной конференции молодых ученых ТГУ (Томск, 1976), III Всесоюзном семинаре по адгезии и взаимодействию расплавов с твердыми фазами н пайке материалов (Томск, 1977), Семинаре по- механике композитов с металлической матрицей (Черноголовка, 1978), II Всесоюзной конференции по композиционным материалам (Москва, 1978), VIII Всесоюзной конференции по поверхностным явлениям в расплавах и твердых фазах (Москва, 1980), Всесоюзной научно-технической конференции «Новые конструкционные стали и сплавы и методы их обработки для повышения надежности и долговечности изделий» (Запорожье, 1980), Y Всесоюзной конференции по композиционным материалам (Москва, 1981), IX Всесоюзной конференции по поверхностным явлениям в расплавах и пайке материалов (Николаев, 1982), региональной научно-практической конференции «Новые процессы изготовления спеченных деталей машин и порошковых покрытий» (Челябинск, 1982), Всесоюзном семинаре «Процессы растворения, контактного взаимодействия и формирования промежуточных соединений на межфазной границе раздела твердое тело - расплав в высокотемпературных системах и их технологическое применение» (Томск, 1983), Всесоюзной школе-семинаре «Теория и практика СВС процессов» (Агавнадзор, 1985), IY Всесоюзной научно-технической конференции «Горячее прессование в порошковой металлургии» (Новочеркасск, 1985), XYI Всесоюзной научно-технической конференции «Порошковая металлургия» (Свердловск, 1989), First International Symposium on Self Propagating High-Temperature Synthesis (Alma-Ata, 1991), 4-м семинаре с участием иностранных специалистов «Структура дислокаций и механические свойства металлов п сплавов» (Екатеринбург, 1993), 2 nd Sino-Russia Symposium «Advanced Materials and Process» (Xi'an, China, 1993), 3rd European Congress on Thermal Plasma Processes (Aachen, Germany, 1994), 4-й Международной конферен-

ЦШ1 «Компьютерное конструирование перспективных материалов и технологии» (Томск, 1995), International Conference Sthengtli Materials (Tokyo, Japan, 1994), 3rd Russian-Chinese Symposium «Advanced Materials and Processes» (Kaluga, Russia, 1995), 14 th. International Thermal Spray Conference (Kobe, Japan, 1995), XIY Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (Самара, 1995), IY Международной конференции «Прочность и пластичность материалов в условиях внешних энергетических воздействий» (Новокузнецк, 1995), International Conference «Matematical Methods in Phisics, Mechanics and Mesomechanics of Fracture» (Tomsk, Russia, 1996), Всероссийской научно-технической конференции «Экспериментальные методы в физике структурно-неоднородных сред» (Барнаул, 1996), Международной конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения н сопутствующих явлений» (Тамбов, 1996).

Структура и объем диссертации: диссертация состоит из введения, пяти глав, основных выводов. Она содержит 370 страниц, в том числе 161 рисунок, 11 таблиц и библиографический список из 232 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИОННОЙ РАБОТЫ

Введение содержит обоснование актуальности темы, цель работы, формулировки научной новизны и практической значимости работы, основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе проведен обзор известных работ в области исследований процессов СВС химических соединений в дисперсных системах с различным характером взаимодействия компонентов методами структурной макрокпнетикн, основы которой были заложены в фундаментальных работах Семенова H.H., Зельдовича Я.Б. и Франк-Каменецкого Д.А., создавших теории теплового взрыва, горения, зажигания. Основное внимание в первом разделе первой главы уделено элементарным моделям горения, понятие о которых было сформулировано в 1968 г. Мержановым А.Г. На основе анализа элементарных моделей горения, учитывающих только контролирующие скорость горения факторы и позволяющих в максимальной степени упростить задачу прогнозирования теплофпзпческнх параметров процессов синтеза химических соединении в конкретных порошковых системах и фазовый состав конечных продуктов, проведено рассмотрение механизма безгазового горения порошковых

систем, образующих интерметаллические соединения. Взаимодействие компонентов в таких системах определяется процессами реакционной диффузии и растворения: образование прослоек продуктов взаимодействия на поверхностях раздела происходит на фоне непрерывного процесса растворения твердых продуктов в расплаве. Суперпозиция процессов образования и растворения продуктов химической реакции взаимодействия исходных компонентов имеет диффузионную природу и моделируется в рамках макроскопической кинетики образования химических соединений на основе дифференциальных уравнений теплопроводности и диффузии, отражающих движение границ фаз и перераспределение концентрации вещества в фазах элементарной ячейки порошковой смеси. Такая модель позволяет наиболее полно рассмотреть процесс синтеза нн-терметаллического соединения, т.к. изменение концентрации вещества рассматривается по всей длине элементарной ячейки с учетом движения границ фаз.

Известные модели СВС интерметаллическнх соединений не учитывают периода зародышеобразования продукта реакции СВС на стадии прогрева исходной порошковой смеси чистых элементов. Итнным В.И. п Напбороденко Ю.С. было показано, что период зародышеобразования составляет значительную часть времени синтеза интсрметаллида. Можно полагать, что образование на поверхностях раздела разнородных компонентов порошковой смеси в процессе ее нагрева интерметаллической фазы оказывает значительное влияние на интенсивность процессов взаимной диффузии и кинетику образования продуктов взаимодействия и, соответственно, на температурно-временные характеристики процесса СВС интерме-таллнда.

В настоящей работе количественные расчеты влияния процесса зародышеобразования интерметаллическоп фазы на поверхностях раздела никеля с алюминием на температуру и время воспламенения порошковой смеси были проведены в рамках модельных представлений о реальной порошковой смеси в виде совокупности элементарных сферических ячеек, размер которых определяется дисперсностью частиц никеля, соотношением никеля и алюминия в смеси и пористостью последней. Установлено, что интенсивность процесса зародышеобразования и роста зародышей интерметаллической фазы (в данном случае МгА^) существенно зависит от мощности источника нагрева порошковой смеси: увеличение мощности источника нагрева в 2,5 раза приводит к увеличению скорости роста

зародышей в 3 раза. Учет процесса зародышеобразованпя принципиальным образом влияет на интенсивность образования промежуточных продуктов взаимодействия исходных компонентов на стадии нагрева порошковой смеси вплоть до температуры ее воспламенения. Без учета процесса зародышеобразованпя продукт взаимодействия компонентов образуется при любых скоростях разогрева порошковой системы, с учетом процесса зародышеобразованпя продукт взаимодействия при повышенных скоростях прогрева порошковой сис темы не образуется. Повышение скорости прогрева исходной порошковой системы значительно снижает зависимость температуры и времени ее воспламенения от процесса зародышеобразованпя. Последнее имеет важное значение при оптимизации практических режимов синтеза ннтерметаллида: для достижения заданного фазового состава конечных продуктов и высокой степени полноты превращения необходимо инициировать воспламенение порошковой системы при повышенных скоростях нагрева последней. Все сказанное имеет значение при крупности никелевой компоненты в исходной порошковой смеси до 50 мкм. При более высокой крупности частиц никеля процесс зародышеобразованпя перестает играть определяющую роль на стадии воспламенения порошковой смеси.

Количественная оценка критических условий инициирования теплового взрыва в nopoiuKOBOi'i системе позволяет определить мп; нимальное значение мощности внешнего источника нагрева, необходимое для осуществления теплового взрыва в порошковой системе. Отклонение от величины критической мощности источника в ту пли иную сторону резко изменяет характер процесса синтеза ннтерметаллида: медленное протекание реакции образования ннтерметаллида в диффузионном режиме сменяется быстрым режимом теплового взрыва и наоборот. Увеличение размера частиц тугоплавкого компонента в исходной порошковой смеси вызывает повышение критической мощности источника нагрева.

Количественные расчеты фазового состава конечного продукта теплового взрыва исходной порошковой смеси показали, что только при дисперсности никелевой компоненты более 10 мкм создаются условия получения монофазного ннтерметаллнда. На расчетных и экспериментальных термограммах четко просматриваются все три стадии теплового взрыва: стадия разогрева, стадия воспламенения, стадия дореагирования и охлаждения (рис. 1). Экспериментальные термограммы имеют постоянное превышение по температуре над расчетными примерно на 200 °С, что объясняется более высокой

химической активностью реальных порошковых материалов по сравнению с модельными.

взрыва порошковой системы 3 № + А1: / - модельные расчеты, 2 - эксперимент (размер частиц никеля - 1 мкм)

Введение в исходную порошковую смесь инертного наполнителя практически не оказывает влияния на величину конечной температуры зародышеобразования, но заметно уменьшает время зароды-шеобразования. При достижении определенного значения объемного содержания инерта максимальная температура разогрева порошковой системы значительно снижается, что приводит к неполному превращению исходной порошковой смеси в интерметаллнческое соединение. С уменьшением размера частиц тугоплавкого компонента снижение максимальной температуры разогрева термореагнруга-щей порошковой системы происходит при более высоком содержании инертного наполнителя в смеси, которое в реальных порошковых смесях никеля с алюминием может составлять до 50 об.%.

Вторая глава посвящена обоснованию технологических принципов высокотемпературного синтеза интерметаллпда №зА1 и его сплавов под давлением и описанию результатов исследования особенностей структуры синтезированного под давлением интерметаллпда. Для проведения исследований технологических режимов синтеза интерметаллпда под давлением и получения образцов интерметаллпда, его сплавов и композиционных материалов были использованы порошки алюминия АСД-4 и никеля ПНК-С1Б, отличающиеся высокими значениями дисперсности (алюминий, никель) и наиболее высоким уровнем развития внешней поверхности (никель).

Приведены результаты исследования зависимости прочности на изгиб синтезированных с последующим прессованием продукта реакции интерметаллидов №зА1 и №зА1 + 0,1 вес.% В от времени выдержки продукта реакции синтеза под давлением, от времени за-

держки начала прессования после достижения порошковой заготовкой максимальной температуры разогрева в процессе синтеза ин-терметаллпда и от величины усилия прессования продукта реакции. Установлено, что для достижения максимальных значении прочности синтезированных в режиме горения порошковых смесей с последующим прессованием продукта реакции синтеза момент начала механического компактнрования продукта не должен отставать от момента достижения термореагирующей системой максимальной температуры разогрева при совершенно определенных значениях времени и усилия прессования продукта реакции синтеза.

Задача была решена с помощью принципиально нового методического приема - полной синхронизации процессов высокотемпературного синтеза интерметаллнда и механического компактнрования продукта реакции синтеза. Принципиальной особенностью такого технологического решения является то, что при постоянной скорости прессования уплотнение продукта реакции происходит независимым образом в наиболее благоприятных для термореагирующей системы условиях - при максимально высоких температурах разогрева продукта реакции. Последнее обеспечивает наиболее высокую сплошность интерметаллического СВС компакта. Практическая перспективность созданного технического решения обусловлена возможностями получения конструкционных пнтерметаллнческнх сплавов заданного фазового состава и композиционных материалов с высоким содержанием высокопрочных частиц или волокон, широкими возможностями развития технологий прямого синтеза под давлением изделий из пнтерметаллпческих материалов.

Для исследования влияния соотношения никеля и алюминия в исходной порошковой смеси на структурные характеристики СВС компактного интерметаллнда №зА1 были исследованы синтезированные под давлением образцы интерметаллнда, полученные из порошковых смесей с различным соотношением никеля и алюминия в смеси.

Таблица 1

Составы исходных порошковых смесей.

№ образца элементы 1 2 3 А 5 6

№. ат.% 79,64 77,68 76,25 76,00 75,00 73,82

А1, ат.% 20,36 22,32 23,75 24,00 25, 26,18

Реитгепоструктурный фазовый анализ СВС компактных интер-металлпдов проводили на дифрактометрах ДРОН-3 и ДРОН-Зм в

CuK« и CuKp излучениях с монохроматизацней дифрагированного пучка, металлографические исследования проводили на микроскопе «Неофот-32» с ионным травлением полированных поверхностей образцов на приборе ВУП-5, тонкую структуру образцов исследовали на электронном микроскопе ЭМ-150К, рентгеноспектралышй локальный анализ был проведен на приборах Camebax-microbeain и Jeol-200CX.

Исследования структурных характеристик синтезированных под давлением интерметаллндов NißAl показали, что СВС компактные ннтерметаллиды, полученные из порошковых смесей составов 2,3,4 и 5, являются однофазными (фазовый состав на 99,0 % представлен фазой Ni3Al) упорядоченными сплавами со сверхструктурой LI2, структура интерметаллндов близка по своим характеристикам структуре литого интерметаллида. Она имеет близкие по значению литому ннтерметаллиду параметры решетки и равновесный параметр дальнего порядка. В то же время СВС компактный нн-терметаллнд имеет характерные особенности структуры — более мелкое зерно, остаточную пористость 1,0 - 2,0 %.

В третьей главе изложены результаты исследований прочности, пластичности, характера разрушения п их температурных зависимостей синтезированного под давлением интерметаллида №зА1 и его сплавов с бором и карбндообразующимн элементами хромом и гафнием. Приведены известные литературные данные о концентрационных и температурных зависимостях механических свойств монокристаллов и литых интерметаллндов.

Установлено, что при уменьшении концентрации алюминия от 25,0 до 24,0 ат.% рост пластичности СВС интерметаллида обусловлен, как и у литого интерметаллида, сменой механизма разрушения с хрупкого интеркристаллитного на вязкий транскристаллитный, доля которого при 24,0 ат.% алюминия превышает 50 %. Резкое падение пластичности при температурах выше максимума предела текучести связано с переходом к хрупкому интеркристаллитному разрушению, которое сохраняется вплоть до 1270 К.

Совместный анализ концентрационных зависимостей деформационных характеристик и картин разрушения легированного и нелегированного бором алюминида никеля Ni3Al позволил определить сплав, обладающий оптимальными свойствами при комнатной температуре и пригодный для работы при повышенных температурах. В качестве такого сплава был выбран сплав Ni-24,0 ат.% А1-0,1 вес.%В, обладающий максимальной пластичностью (до 14%) и

высокой прочностью (до 900 МПа). Установлено, что положительное влияние бора на прочность и пластичность СВС ннтерметаллп-да №>А I сохраняется во всем температурном интервале, в котором ннтерметаллид проявляет пластичность. При температуре 1270 К, где пластичность сплавов с бором п без бора равна нулю, прочность легированного н нелегнрованного бором сплавов одинакова и составляет 200 МПа. У обоих сплавов температура влияет на тип разрушения не только по деформационному, но п по структурному признаку. Уменьшение содержания алюминия с 25,0 до 24,0 ат.% позволило расширить интервал аномальной температурной зависимости предела текучести, предела прочности и пластичности на 120 К (от 670 до 790 К) п привело к более высоким значениям предела прочности в области высокотемпературного спада механических свойств. У сплава без бора вплоть до 770 К когезпвная прочность границ зерен не зависит от температуры, а затем уменьшается. У сплава, легированного бором, когезпвная прочность границ выше, чем у сплава без бора, на 500 МПа и не зависит от температуры только до 670 К. При температурах выше 670 К она становится примерно равной когезнвной прочности нелегнрованного бором сплава. Таким образом, бор, повышая когезивную прочность границ примерно на 15 %, не.меняет характера температурной зависимости когезнвной прочности границ зерен, а начиная с некоторой температуры (770 К) вообще не влияет на когезивную прочность границ. Характер температурной зависимости пластичности сплава N¡-24,0 ат.% А1 с бором и без бора в области аномальной температурной зависимости предела текучести определяется поведением коэффициента деформационного упрочнения. Падение пластичности при дальнейшем росте температуры деформации определяется понижением когезнвной прочности границ зерен.

При легировании пнтерметаллида №зА1 хромом легирующий элемент вводили либо вместо алюминия, либо вместо никеля. Наряду с хромом сплавы легировали бором. Для синтеза под давлением легированного пнтерметаллида использовали порошковые смеси следующих химических составов: 1: 73,5 ат.%№ - 21,3 ат.%А1 - 5,0 ат.%Сг - 0,5 ат.%В, 2: 68,3 ат.%№ - 24,6 ат.%А1 - 6,6 ат.%Сг - 0,5 ат.%В, 3: 62,2 ат.%№ - 24,5 ат.%А1 - 12,8ат.%Сг - 0,5 ат.%В.

Сплав 1 является однофазным, в сплавах 2 и 3 кроме основной фазы №зА1 содержится твердый раствор №—Сг-А1. При легировании пнтерметаллида хромом в указанных пределах аномальные

температурные зависимости предела текучести и предела прочности сохраняются, но температурный интервал проявления аномальной зависимости расширяется: температура максимальных значений предела текучести и предела прочности повышается с 670 до 870 К. Изменение фазового состава и структуры при легировании ннтерме-таллпда хромом приводит к изменению его пластичности и прочности. При введении хрома вместо алюминия с сохранением однофазного состояния напряжение разрушения возрастает примерно в 5 раз (от 150 до 740 МПа) и появляется небольшая макропластичность (0,3:0,5%), хотя тип разрушения остается нензменным -хрупким интеркристаллитным. Это говорит о том, что хром повышает когезнвную прочность границ зерен ннтерметаллида вследствие, по-видимому, уменьшения величины зернограничных сегрегации углерода при образовании карбидов хрома. С повышением конценрацнн хрома от 6,6 до 12,8 ат.% прочность ннтерметаллида уменьшается от 590 до 390 МПа. Причина повышения прочности у всех сплавов с хромом, по-видимому, одна и та же, по большая эффективность упрочнения сплавов с пониженным содержанием хрома связана с меньшим содержанием в сплаве второй фазы.

В настоящей работе исследовали сплавы с суммарным содержанием алюминия и гафния равным стехпометрпческому содержанию алюминия в интерметаллпде №зА1: 1:(№ - 23,5 ат.%Л1 - 1,5 ат.%Ш) - 0,1 вес.%В, а также сплавы 2 и 3:

2:(Ni - 22,5 ат.%А1 - 1,5 ат.%Н0 - 0,1 вес.%В, 3:(Ni - 20,5 ат.%А1 - 1,35 аг.%Н0 - 0,1 вес.%В, суммарное содержание алюминия и гафния в которых не превышает 24,0 ат.%.

Введение в ннтерметаллнческое соединение до 1,5 ат.% гафния приводит к смещению на 200 К в область более высоких температур стадии резкого падения механических свойств, повышению прочности ннтерметаллида при 790-990 К. По величине эффекта повышения высокотемпературной прочности ннтерметаллида легирование гафнием не превышает положительного влияния в той же температурной области отклонения состава сплава от стехиометрии (снижение содержания алюминия до 24,0 ат.%). Однако легирование тем же количеством гафипя при суммарном содержании алюминия и гафния не более 24,0 ат.% дает значительный эффект в улучшении комплекса механических свойств ннтерметаллида Ni;jAl как в области низких (при комнатной температуре значение преде-

ла прочности двухфазного сплава 3 ночтп в 2 раза превышает соответствующие значения для сплавов 1 и 2 и достигает 1310 МПа), так и высоких температур (при температуре 870 К величина предела прочности достигает 1000 МПа).

Четвертая глава посвящена исследованию термической стабильности вольфрамовых и углеродных волокон в никелевой матрице и влияния легирования матрицы переходными и В-металлами на растворимость и активированную рекристаллизацию вольфрамовых и активированную графнтизацию углеродных волокон. Показано, что при температурах выше 950 °С межфазное взаимодействие па границах раздела в композиционных материалах с вольфрамовыми и углеродными волокнами протекает в две стадии: растворения волокон в матрице без изменения их внутренней структуры и рекристаллизации вольфрамовых и графитизации углеродных волокон с периферии к центральной части. Последне сопровождается резким снижением прочности волокон. Скорость графитизации углеродных волокон в никелевой матрице не зависит от исходной структуры волокон - с повышением совершенства внутренней структуры волокон увеличивается только продолжительность «инкубационного» периода до начала перестройки двумерноупоря-доченной структуры волокон в структуру графита. Нанесенне на волокна ппроуглеродного покрытия влияет только на продолжительность «инкубационного» периода, увеличивая его. Нанесение на волокна карбидного покрытия, уменьшая скорость диффузионного потока никеля к поверхности волокна, не только увеличивает продолжительность «инкубационного» периода, но и снижает скорость активированной графитизации волокна. Экспериментально установлено, что скорости активированной рекристаллизации вольфрамовых и графитизации углеродных волокон в никелевой матрице зависят от величины растворимости волокон в матрице: с уменьшением растворимости волокон в матрице при легировании последней снижается скорость активированной рекристаллизации вольфрамовых н графитизации углеродных волокон. Наибольший эффект повышения термической стабильности волокон в никелевой матрице наблюдается при легировании никеля алюминием.

Совместимость никель-алюминиевых сплавов с высокопрочными волокнами повышается с увеличением концентрации алюминия в никелевой матрице и достигает своего наибольшего значения при концентрациях алюминия, близких к его содержанию в интерметаллическом соединении №зА1.

Армирование ннтерметаллическои матрицы высокопрочными волокнами позволяет существенно повысить его высокотемпературную прочность: при армировании интерметаллида №зА1 25,0 о6.% углеродных волокон достигается прочность на растяжение 970 МПа при температуре" 860 °С (температура, при которой максимальная прочность материала повышается в 2 раза) (рис. 2). Комплексное

Рис. 2. Температурные зависимости прочности 1<М на основе интерметаллида N13AI, армированного углеродными и карбидными (SiC) волокнами: / - (Ni^Al + + 0,2 вес.% В) - 2.5,0 оСк% СЕС1Лакна - прессование продукта реакции СВС интерметаллида №3А1; 2 - (NijAl + 0,2 вес.% В) - 25,0 об.% СЕ0Л01.на - СВС под давлением; j -(N13AI + 0,2 вес.% В) - 5,0 об.% SiCB0.,OEHa - СВС под давлением; 4 - (N13AI + + 0,2 вес.% В) - 10,0 оГ>.% SiCBaTOl:ra - СВС под давлением

ств,МПа

1000 800 - 1 1 | 4 5 1 1 1 1 2 т 1 т7 1 6 1

600 - I7 1 1 1 т 1 1

400 - 1 1 1 | 1 1 1 1 1 1 1

200 I 1 , 1 , 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 ,

_I_I_1_1_I_I_I_I_I_I_I_

0 473 673 873 1073 Т, К

Рис. 3. Влияние легирования и армирования высокопрочными волокнами (С, SiC) интерметаллида N13AI на величину его высокотемпературной прочности и температуру, при которой прочность материала достигает своего максимального значения: / — М1зА1 (СВС под давлением); 2 - монокристалл Ni.jAl (<100>); 3 - Ni3AI + 0,2 % В (СВС под давлением); 4 - N13AI +■ 6,6 ат.% Cr (СВС под давлением); 5 ~ Ni3Al + 1,5 % Hf (СВС под давлением); в - N13AI + 10,0 % SiCEO,ltlKHa (СВС под давлением); 7 -N13AI + 25,0 % Сволокна (СВС под давлением)

легирование и армирование высокопрочными волокнами интерме-таллнческой матрицы позволяет существенно повысить высокотемпературную прочность материала (рис. 3). Кроме того, углеродные волокна, имеющие низкий КТР, обеспечивают высокую формо-устойчнвость композиционного материала в условиях высокоскоростного термоцпклпрованпя в самом широком диапазоне температур.

В пятой главе изложены результаты разработок и исследований износостойких композиционных материалов дисперсного строения на основе карбида титана для работы в условиях повышенных температур, высокоскоростного трения, абразивного износа и агрессивных сред. Реализация высоких потенциальных свойств карбида титана (высокая твердость, химическая стойкость, малый коэффициент трения по большинству металлов) в композиционном материале достигнута путем подбора жаростойких составов металлической связки. В качестве таких сплавов были выбраны сплавы никеля с хромом. С целью получения равномерной и высокодисперсной структуры композиционного материала в режиме жидкофазного спекания порошковой смеси карбида титана с металлической связкой оптимизировано содержание хрома в сплаве, повышение износостойкости композиционного материала при температурах 300-700 °С достигнуто дополнительным легированием металлической связки алюминием и титаном. В результате создана серия композиционных материалов на основе карбида титана со связкой из никельхромовых сплавов, имеющих износостойкость более чем в 50 раз превышающую износостойкость закаленной быстрорежущей стали Р6М5КП.

Спеченные износостойкие материалы характеризуются высокой хрупкостью и, соответственно, низкими значениями прочности (рис. 4, кривая /). С целью повышения прочности износостойких композиционных материалов разработаны слоистые композиционные материалы «сталь - износостойкий композиционный материал» и технология их получения методом спекания композиционной порошковой смеси на стальной подложке. Исследование механических свойств двухслойных пластин при испытаниях на изгиб показало, что при нагружешш на изгиб со стороны твердого сплава наблюдается резкое повышение прочности, которая достигает 3600 МПа, при прочности на изгиб стальной подложки до 2000 МПа и износостойкого сплава 700 МПа (рис. 4, кривые 2 и 3)- Достигнутый уровень прочности обеспечивает высокую эффективность работы режущего инструмента не только в режиме высокоскоростного трения и повышенных температур, но п в условиях ударного нагружения.

Сказанное выше относится к спеченным порошковым композициям, содержащим до 50,0 об.% частиц карбидной фазы, поскольку технология спекания в свободном состоянии порошковых смесей

Рис. 4. Кривые деформации при изгибе композиционного материала карбид титана -ннкельхромовая связка (50:50) (/), стальной подложки (сталь 40Х с твердостью 54НИС) (2) и двухслойного КМ «твердый сплав - стальная подложка» (соотношение толщин слоев в слоистом материале 1:1) О)

карбида титана с никельхромовымп сплавами (в том числе и на стальных подложках) обеспечивает получение качественных износостойких покрытии с остаточной пористостью 0,2-0,5 % до твердости 62 НГ1С. Повышение твердости композиционного материала путем повышения содержания в материале карбидной компоненты невозможно, тле. при этом значительно повышается остаточная пористость спеченного материала и, соответственно, уменьшается его прочность. Повышение содержания карбидных частиц в спеченном композиционном материале до 80,0 об.%, при низкой остаточной пористости спеченного материала возможно при применении композиционных порошковых материалов, полученных методом СВС под давлением. Отличительными особенностями синтезированных под давлением композиционных материалов карбид титана - металлическая связка являются высокая дисперсность частиц карбидной фазы (13 мкм), равномерное распределение карбидных частиц в объеме материала, близкая к сферической форма частиц, высокая прочность связи на границах раздела карбидных частиц с металлической связкой и практически полное отсутствие остаточной пористости в СВС композиционном компакте. Композиционные порошки были получены механическим измельчением СВС композиционного компакта до необходимой дисперсности порошка. Экспериментально установлено, что спеченные из композиционных порошков твердые сплавы, содержа-

щне 60 и 75 об.% частиц карбида титана, имеют твердость 65 НИС п 88 HRA при прочности на изгиб 1400 и 1300 МПа, соответственно.

Проблема нанесения износостойких и твердосплавных покрытии на криволинейные поверхности и поверхности большого размера была решена применением плазменных технологии для напыления композиционных порошков с высокодпсперсной внутренней структурой, содержащих более 50,0 об.% карбидных частиц. Плазменное напыление позволяет получать покрытия из композиционного порошка толщиной до 3 - 5 мм.

Разработана и создана опытно-промышленная технология получения СВС композиционных порошковых материалов для спекания и напыления износостойких и высокотвердых покрытий. В основу технологии положены методы получения СВС композиционного компакта, его механическое измельчение и плазменная сфероидиза-ция композиционного порошка.

Созданы технологии производства высокоресурсного режущего инструмента различного назначения: дереворежущего (дисковые пилы, фрезы, сверла), горнорежущего (зубки угольных комбайнов плоского п цилиндрического типов), дисковых и плоских ножей (для измельчения твердых отходов производства пластмасс, раскроя листовых материалов на основе бумаги и картона, полимерных материалов и армированной стальной проволокой резины), специального (ножи и фильеры гранулирования пластмасс), бурового (твердосплавные вставки в буровые ключи различных конструкций), для переработки пищевых продуктов (ножи крестового типа с режущими пластинами из композиционного материала) и др. Показана высокая работоспособность инструмента, повышение ресурса работы по сравнению с лучшими отечественными и зарубежными образцами из легированных сталей и твердых сплавов составляет от 3 до 50 крат. Только в г. Томске освоено серийное производство более 10 видов высокоресурсного инструмента - для гранулирования пластмасс, вставки в буровые ключи, мясорежущпй инструмент, инструмент для переработки твердых отходов и т.п.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Разработана математическая модель СВС алюмшшда никеля №зА1 в режиме теплового взрыва порошковой смеси чистых элементов, учитывающая процессы зародышеобразования интерметаллпда на границах раздела разнородных частиц исходной порошковой

смеси. Получено качественное согласие расчетных и экспериментальных термограмм СВС интерметаллпда. Показано, что для достижения полного превращения исходной порошковой смеси в конечный продукт в режиме теплового взрыва исходной порошковой смеси необходимы повышенные скорости нагрева, критические значения которых позволяет оцепить математическая модель начальной стадии СВС интерметаллпда. Установлено, что условия получения монофазного интерметаллпда создаются при размерах частиц никеля в порошковой смеси не более 10 мкм.

2. Разработана математическая модель СВС композиционных ннтерметаллических материалов в порошковой смеси чистых элементов, армированных высокопрочными волокнами. Армирование исходной порошковой смеси приводит к уменьшению времени заро-дышеобразованпя пнтерметаллической фазы, к увеличению температуры окончания зародышеобразованпя и уменьшению времени зажигания смеси. Определены зависимости критической величины объемного содержания инертной компоненты, при которой еще возможно воспламенение порошковой заготовки, от размера частиц никеля и закономерности влияния инертного наполнителя на термограмму СВС интерметаллпда в режиме теплового взрыва порошковой смеси.

3. Создана новая технология получения компактного интерметаллпда №зА1, его сплавов и ннтерметаллических композиционных материалов конструкционного назначения путем синхронизации процессов СВС интерметаллпда в режиме теплового взрыва порошковой смеси чистых элементов и механического компактпрованпя конечного продукта. Перспективность созданной технологии заключается в возможности получения изделий из интерметаллпда, его сплавов и композиционных материалов на их основе путем прямого синтеза под давлением.

4. Показано, что структура СВС компактного интерметаллпда ЬПзА1 близка по своим интегральным характеристикам структуре литого интерметаллпда, доля вторичных фаз в СВС пнтерметаллнде не превышает 1,0 %. Она имеет близкие по своим значениям литому интерметаллнду параметр решетки п равновесный параметр дальнего порядка. Характерной особенностью структуры СВС пнтерме-таллпческого компакта является неоднородность химического состава в пределах стехиометрии А3В в виде периодических изменений концентраций никеля и алюминия по прямой секущей на попереч-

ном сечешш зерна ннтерметаллпда, период которых хороню соответствует размеру частиц никеля в исходной порошковой смеси.

5. Установлено, что температурные зависимости прочности, пластичности и характера разрушения СВС компактного ннтерметаллпда ЬПзА1 в области повышения предела текучести ннтерметаллпда до его максимального значения определяются, как и у литого ннтерметаллпда, сменой механизма разрушения с хрупкого ннтер-крнсталлптного на вязкий транскрнсталлнтный, доля которого при содержании алюминия в ннтерметаллнде 24,0 ат.% превышает 50,0 %. Последующее резкое падение пластичности при температурах выше максимума предела текучести связано с переходом к хрупкому интеркрпсталлитному разрушению и обусловлено снижением когезнвной прочности границ зерен.

6. Снижение содержания алюминия в ннтерметаллнде №зА1 позволяет расширить интервал аномальной температурной зависимости предела текучести, предела прочности и пластичности с 670 до 790 К, повысить прочность ннтерметаллпда в высокотемпературной области. Пластифицирующее влияние бора при этом сохраняется во всей области аномальной температурной зависимости предела текучести.

7. Легирование ннтерметаллпда №зА1 карбндообразующимН элементами хромом и гафнием вместо алюминия с сохранением однофазного состояния повышает как низкотемпературную, так и высокотемпературную прочность ннтерметаллпда, приводит к смещению в область более высоких температур (до 1000 К) стадии резкого падения его механических свойств.

8. Исследовано влияние легирования никеля переходными элементами и В-металламп. Установлено, что легирование не только уменьшает растворимость вольфрама и углерода, но и, как правило, значительно снижает скорость рекристаллизации п графитиза-цин вольфрамовых и углеродных волокон в никелевой матрице при повышенных температурах. Особенно эффективно совместимость никелевой матрицы с вольфрамовыми и углеродными волокнами повышается при легировании никеля алюминием и достигает наибольшего значения при концентрациях алюминия соответствующих его содержанию в интерметаллическом соединении №зА1.

9. Показано, что эффективным способом повышения высокотемпературной (до 1373 К) прочности ннтерметаллпда №зА1 является армирование ннтерметаллпда высокопрочными углеродными волокнами. Ингерметаллпческая матрица из алюминнда никеля

обеспечивает термическую стабильность структуры углеродных волокон до температуры 1373 К, а углеродные волокна обеспечивают высокую формоустоичивость КМ в условиях высокоскоростного термоцпклнрования.

10. Разработана п создана серия износостойких КМ дисперсного строения класса безвольфрамовых твердых сплавов на основе карбида титана с нпкельхромовымп сплавами, легированными алюминием и титаном, для работы в условиях высокоскоростного трения, повышенных температур и агрессивных сред. Применение двухслойных режущих пластин из износостойкого КМ на стальной подложке позволило создать широкий спектр высокоресурсного инструмента различного назначения.

11. Широкие возможности для получения покрытий из износостойких порошковых КМ с объемным содержание частиц карбида титана от 50,0 до 80,0 % открывает применение композиционных порошковых материалов с высокодисперсноп внутренней структурой, полученных механическим измельчением композиционного СВС компакта. Применение порошковых СВС композиционных порошков перспективно для нанесения износостойких и высокотвердых покрытий методами спекания и плазменного напыления.

Основное содержание диссертации представлено в следующих публикациях:

1. О в ч а р е и к о В . Е ., Р а д у ц к и й А . Г., Лапшин О . В . Математическое моделирование и структурная макрокинетнка // Инженерно-физический журнал. 1993. Т. 65. N 4. С. 451-454.

2. Лапшин О. В., Овчарен ко В.Е. Математическая модель высокотемпературного синтеза пнтерметаллического соединения №.зА1 на стадии воспламенения // Физика горения и взрыва. 1996. Т. 32. N 2. С. 46-54.

3.Лапшин О. В., Овчарен ко В.Е. Математическая модель высокотемпературного синтеза алюминида никеля ЬЛзА1 в режиме теплового взрыва порошковой смеси чистых элементов // Физика горения и взрыва. 1996. Т. 32. N 3. С. 68-76.

4. О V с h а г е n к о V . Е ., D u d а г е v Е . F ., L а р s Ii i п О . V . Compound №зА1 and alloys on its base: synthesis and mechanical properties. In coll.: Advanced Coating and Surface Hardening Technologies. Eds.: O.P. Solonenko and M.F. Zhukov, Cambridge International Science Publishing, Cambridge, England. 1996. 20 p.

5. О в ч а [> ен к о В.Е., Дуд аре в Е.Ф., Лапшин О. В. Высокотемпературный синтез, структура и механические свойства интерметаллнческого соединения Ni.^Al. В кн.:Физическая ме-зомеханнка и компьютерное конструирование материалов. Т. 2. Новосибирск: Наука, 1995. С. 140-145.

6. Лапшин О. В., Овчар епко В.Е. Влияние инертного наполнителя на условия воспламенения порошковой смеси никеля с алюминием // Физика горения и взрыва. 1997. (в печати).

7. Федорищева М.В., Овчарен ко В.Е., Иванов Ю.Н. Особенности фазового состава и структуры интерметаллида №зА1, полученного методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза под давлением // Известия ВУЗов. Физика. 1995. №10. С. 76-80.

8. Федорищева М.В., Люби вон В. П., Овчарен-ко В. Е., Тришкина Л. И., С ему хин Б. С., Сазанов Ю . А ., Козлов Э . В . Состав и тонкая структура интерметаллида, полученного методом СВС // Порошковая металлургия. 1993. N 5. С. 42-46.

9. Бака ч Г. П., Дударев Е.Ф., Овчарен ко В.Е., Л ю б и в о и В . П . , Ч у б е н к о 'Г . Ю ., Б а р м и и а Е . Г. Влпяпие отклонения от стехиометрии на пластичность и механизм разрушения СВС-интерметаллида ЬПзА1, легированного бором // Известия ВУЗов. Физика. 1994. №4. С. 104-110.

10. Бакач Т.П., Дударев Е.Ф., Чубенко Т.Ю., Овчар е н к о В.Е., Л ю б и в о й В.П., Бармина Е.Г. Влияние бора на низкотемпературную пластичность и механизм разрушения СВС-интерметаллида N13AI. / / Известия ВУЗов. Физика. 1993. N 12. С. 47-53.

П. Оvcharenko V.E., Dudarev Е.Е. Structure, strength and plasticity of SHS composites on the basis of intermetallic Compounds. Advanced materials and processes // Second Sino-Russia Symposium. October 8-13. 1993. Shaanxi Science and technology press.: Xi'an, China. P. 109-116.

12. Gang Li, Zhong-Guang Wang, Chang-Xu Shi, О v char en к о V.E. Microstructures and Tensile Properties of а №зА1 Synthesized under Compression // Strength of Materials. 1994. The Japan Institute of Metals. P. 365-368.

13. Бакач Г.П, Чубенко Т.Ю, Овчаренко В.Е., Люби вой В. П., Дударев Е.Ф. Каминский К. В. Влняпие хрома на структуру, прочность и пластичность СВС-

пнтерметаллнда №зА1 // Известия ВУЗов. Физика. 1993. N6. С. 30-36.

14. Дуд ар ев Е.Ф., Бакач Г. II., Овчар ей ко В.Е., Люби вон В. П., Бар ми и а Е.Г. Природа температурной зависимости пластичности полнкрнсталлического пнтерметаллнда Ni3Al // Изв. ВУЗов. Физика. 1994. N И. С. 80-89.

15. Панин В.Е., Дударев Е.Ф., Овчаренко В.Е., Заяц И.И., Тур овец Л.А. Межфазное взаимодействие на поверхностях раздела в композиционных материалах на основе никеля и повышение их термической стабильности // International Pulvermetallurgishe Tagung in der DDR, Dresden. 1973. P. 11-18.

16. П a и и h В . E . , И т и h В . И ., Д y д a p e в E . Ф ., К о ч с -пасов И . И . , Овчаренко В . Е . О связи взаимной растворимости и явления активированного спекания с электронной структурой компонентов // Труды II национальной конференции по металлокерамическим конструкционным изделиям. Болгария. 1973. С. 10-20.

17. Панин В. Е., Дударев Е.Ф., Овчаренко В.Е., Кочепасов И.И., Заяц И. И. Повышение термической стабильности композиционных материалов на основе никеля, упрочненых волокнами вольфрама и молибдена, путем направленного легирования матрицы // В сб.: Структура и свойства жаропрочных металлических материалов. М.: Наука, 1973. С. 103-111.

18. Панин В. Е., Дударев Е.Ф., Овчаренко В.Е., Кочепасов И. И. О связи активированного спекания и активированной 'рекристаллизации с электронной структурой компонентов // Physics of Sintering. Vol. 5,2/2. 1973. P. 241-247.

19. P a n i n V.E., Itin V.I., Dudarev E.F., Kochepas о v I . I., U s h a k о v V . P ., Ovcharenko V . E ., Z a -jac I .1. Electronic Structure of Metals and Problem of Activating the Sintering with small Addition // Phisics of Sintering. Spesial Ussue. 1971. P. 13-26.

20. Овчаренко B.E., Бакач Г. П., Тур овец Л. А. Разработка научных основ создания жаропрочных композиционных материалов на основе никеля, упрочненного высокопрочными тугоплавкими волокнами // В кн.: Материалы научно-практической конференции: «Молодые ученые и специалисты

Томской области в десятой пятилетке». Томск: Изд-во Томского университета, 1975. С. 17-20.

21. Овчаре и ко В.Е., Туровец Л. Л., Дударев Е.Ф., Заболоцкий A.A. Термическая стабильность высокопрочных углеродных волокон в композиционном материале с никелевой матрицей // Адгезия и пайка материалов. Киев: Науко-ва Думка, 1978. N 8. С. 49-52.

22. Овчарен ко В.Е., Туровец Л.А., Дударев Е.Ф., Заболоцкий A.A., Трегубов В.Ф., Ca л и беков С . Е . Активированная графитнзацня углеродных волокон в композиционном материале с никелевой матрицей // Порошковая металлургия. 1980. N4. С. 57-62.

23. Дударев Е.Ф., Туровец Л.А., Овчарен ко В.Е., Бакач Г.П., Трегубов В.Ф. Изменение структуры и прочности углеродных волокон при высоких температурах отжига композиционного материала на основе никеля //' Физика и химия обработки материалов. 1978. N 6. С. 108-112.

24. Овчарен ко В.Е., Дударев Е.Ф., Заболоцкий A.A., Кашин O.A., Л а и с к с р И . А ., Туровец Л.А. Армирование никеля углеродными волокнами с карбидным покрытием из металлического расплава // Порошковая металлургия. 1979. N 10. С. 26-30.

25. Овчарен ко В.Е., Заболоцкий A.A. Металлические композиционные материалы с углеродным волокном // В кн.: Новые материалы и технологии. Новосибирск: Наука, 1993. С. 86-122.

26. Овчарен ко В.Е., Кашин O.A., Дударев Е.Ф., Заболоцкий A.A., Борисов М.Д. Способ нанесения карбидных покрытий на углеродные волокна // А.С.N685720, приоритет от 11.04.1978.

27. Овчар ен к о В.Е., Кашин O.A., Дударев Е.Ф., Л а пеке р И.А., Туровец Л.А. Армирование никеля углеродными волокнами с карбидным покрытием / / Порошковая металлургия. 1979. N 10. С. 43-46.

28. Овчарен ко В.Е., Дударев Е.Ф., Борисов М.Д., Кашин O.A., Туровец Л. А. Влияние защитного карбидного покрытия на межфазное взаимодействие углеродных волокон с металлической матрицей // Адгезия расплавов и пайка материалов. 1981. N 7. С. 88-96.

29. Овчаренко В.Е., Тур овец Л. Л., Дуд а рев Е.Ф., Заболоцкий Л. А. Термическая стабильность высокопрочных углеродных волокон в контакте с никелевой матрицей / / Адгезия расплавов и папка материалов. Киев: Наукова думка, 1981. N 8. С. 49-52.

30. Овчаренко В.Е., Алешин С. II., Котов В.Ф. Способ полз'ченпя композиционных материалов на основе алюмпнп-дов никеля, армированных высокопрочными углеродными волокнами // А.С. N1189124, приоритет от 24.01.1983.

31. Овчаренко В.Е., Любпвой В.П., Панин В.Е., Маресев М.И., Шварц В. И., Котов В.Ф. Способ получения композиционных материалов на основе алюмннидов никеля, армированных углеродными волокнами / / А.С.N1582689, приоритет от 10.03.1988.

32. Овчаренко В.Е., Панин В.Е., Гаврилов В.Е., Гражуль Ю.Л., Хан д ори и Г. П., Филимонов А. А. Способ изготовления инструмента со сменной твердосплавной режущей пластиной // А.С.N1439878, приоритет от 25.03.1987.

33. Овчаренко В.Е., Фадин В. В., Сизова О. В., 3 и боров А.II. Способ получения твердого сплава на основе карбида титана с металлической связкой // А.С.N1164961, приоритет от 01.03.1985.

34. О v ch а г е п к о V.E., Solon en ко О.P., et.al. Plasma Processing and Spraying of a Composite Powders Having a Microdisperse Inner Structure // In Proc. of the 3rd European Cong. 19-22 September, 1994. Aachen, Germany. P. 396-403.

35. Ov char en ко V.E., So Ion en ко О. P. Physical Peculiarities of Plasma Spheroidization of Composite Powders Having a Microdisperse Inner Structure // In Proc. of the 14th International Thermal Spray Conference. 22-26 May, 1995. Kobe, Japan. P. 1151-1156.

36. О vcli а ген ко V.E., So Ion en ко О. P., Kuz-min V.J., Lapshin O.V., S or о kin A.L. Composite powders having a highdisperse inner structurerproblems of producing, plasma processing and spraying // In coll.:Advanced Coating and Surface Hardening Technologies.-Eds.rO.P.Solonenko and M.F.Zhukov. Cambridge International Science Publishing. Cambridge, England. 1996. 20 p.

37. О v char сп ко V.E., Fedorisheva M.V., Duel а г е v Е . F ., В а с а с h G . Р . High-Temperature strength and mechanism of destruction SHS-mtermetallide of Ni.^Al and alloys on the its basic /./ Advanced Materials. 1996, N 3. P. 9.

38. Овчар en ко B.E., Папин B.E., Прибытков Г. А., Го л у бе в Л. Л. Износостойкое изделие и способ его получения. Положительное решение о выдаче патента по заявке №93028439/02. 1996г.

39. О vch are n ко V.E., Dudarev E.F., Lapshin O.V. Compound №зА1 and alloys on its base: syntesis and mechanical properties // In coll.: Advanced Coating and Surface Hardening Technologies. Eds.: O.P. Solonenko and M.F. Zhukov. Cambridge International Science Publishing. Cambridge, England. 1996. 20 p.

40. Овчар ей ко B.E., Федорпщева М.В., Дуда-рев Е.Ф., Бакач Г.П. Высокотемпературная прочность и механизм разрушения СВС-интерметаллпда №зА1 и сплавов на его основе // Перспективные материалы. 1997. N3. С. 16-24.

Подписало к печати 15.07.97 г. Формат 70x100 1/16- Печать офсетная. Бумага типогр. N 1. Гарнитура «Петербург». Тираж 120 экз. Заказ 32.

Орнгпнал-макет изготовлен в издательстве «Спектр» Института оптики атмосферы СО РАН. Тираж отпечатан в типографии издательства «Спектр» Института оптики атмосферы СО РАН. (Лицензия ЛР N 020909 от 1 сентября 1994 г.) 634055, Томск, пр. Академический, 1, тел. 25-81-72