Получения композиционных

В табл. IV приведены данные о том, какое влияние на усталостную долговечность композита оказывает температура получения композиции (а следовательно, и прочность сцепления на

В настоящее время все большее внимание уделяется композиционным материалам на металлической основе, армированной высокомодульными углеродными волокнами. Совместимость армирующего компонента и матрицы в некоторых случаях достигается введением связующего, функцию которого выполняет покрытие. Металлические покрытия необходимы в тех случаях, когда матрица не смачивает поверхность углеродных волокон при температурах получения композиции (алюминий, магний [2]). Кроме того, покрытие углеродных волокон такими металлами, как цинк и медь, может впоследствии служить основой или компонентом основы композиционного материала [3].

Это соотношение определяет критическую объемную долю VKP, которую следует превысить для получения композиции с прочностью >а„:

Вследствие процессов растворения одного из компонентов и повторного выделения его при изотермических или циклических отжигах, поверхности раздела в эвтектических композициях, упрочненных монокарбидами тантала, гафния или ниобия, утрачивают свою стабильность. На рис. 22 показана микрофотография боковой поверхности нитевидного кристалла ТаС после термоциклиро-вания эвтектики Со (Cr, Ni) — ТаС в интервале 1100° С ^ 400° С в течение 2000 циклов. Первоначально гладкие боковые поверхности усов после термоциклирования превращаются в зазубренные. Естественно, такое изменение морфологии нитевидных кристаллов в первую очередь отражается на механических свойствах. Нестабильность поверхностей раздела иного рода может быть связана с растворением упрочняющей фазы в процессе получения композиции или при высокотемпературных испытаниях. Например, жаропрочные композиции на основе никеля или ниобия армированные вольфрамовой проволокой, получают вакуумной пропиткой расплавом. Уже при заливке вольфрамовая арматура

и термообработанном состояниях. После получения композиции толщина слоя диборида в системе А1—В составляла 1000 А и прочность в поперечном направлении равнялась 35 кгс/мм3. Разрушение происходило в результате расщепления волокон. После термической обработки в течение 1,5 ч при 500° С толщина слоя диборида возросла до 12 000 А, прочность в поперечном направлении не изменилась, но разрушение происходило по поверхности раздела. Аналогичные результаты получены на системе А1—SiC.

Процесс плазменного напыления использовали для получения композиции алюминий — стальная проволока (12Х18Н10Т) [24]. На цилиндрическую оправку наматывали с небольшим натягом слой алюминиевой фольги. Стальную проволоку диаметром 0,2 мм наматывали на фольгу с помощью намоточного устройства с шагом, изменяющимся от 0,25 до 1 мм. Оправку с намотанной проволокой переносили в камеру плазмотрона (УПУ-3), в которой по заданному режиму напыления наносили алюминиевое покрытие из порошка зернистостью от 50 до 100 мкм. Минимальная пористость напыленного слоя, составляющая 25—30%, достигалась при следующем режиме напыления: напряжения 32 В, силе тока 750 А, расходе плазмообразующего газа от 20 до 30 л/мин. Толщина армированного монослоя составляла 0,4 мм, равномерность укладки волокон в процессе плазменного напыления не нарушалась. Для получения компактного, плотного материала требуемой

Для получения композиции с арматурой из углеродных волокон используют метод пропитки волокон жидким металлом. По сравнению с вакуумной пропиткой протягивание волокон через расплав и фильеры для получения прутков, труб и профилей — менее перспективный метод из-^а длительного контакта компонентов, который приводит к появлению карбидов алюминия. Они ослабляют связи на границе раздела фаз, что снижает прочностные показатели композиционного -материала. Предотвратить химическую реакцию металла с волокнами бора можно, наматывая их на оправку, которая служит катодом, с одновременным электронанесением на них металла матрицы.

Следует также отметить, что до сих пор нет единой точки зрения на оптимальное количественное соотношение наполнителя и фторопласта-4 для получения композиции, имеющей максимальную износостойкость.

ту ИП, необходимо было решать технологические и матери-аловедческие задачи в комплексе. Для получения композиции была применена вибрация, обеспечивающая сухое смешение компонентов. Разработанный технологический режим спекания уплотнителей способствует созданию необходимой эластичности. Пористость композиции обеспечивает необходимую для реализации режима ИП скорость диффузионных процессов. Уплотнитель из пористого материала, так же как и образцы при испы-

3. В отечественной практике распространен метод получения композиции на основе фторопласта с порошкообразными наполнителями при совместном помоле фторопласта и порошкообразного наполнителя на коллоидной мельнице в спирте. В зависимости от типа коллоидной мельницы берутся определенные соотношения спирта, фторопласта и наполнителя.

Все КМ условно можно классифицировать по следующим признакам: материалу композиции, типу арматуры и ее ориентации, способу получения композиции и изделий из них, по назначению.

В современной технологии композиционных материалов все большее место занимают волокнистые материалы, представляющие собой композицию из мягкой матрицы (основы) и высокопрочных волокон, армирующих матрицу. Материалы, упрочненные волокнами, характеризуются высокой удельной прочностью, а также могут иметь малую теплопроводность, высокую химическую и термическую стойкость и т. п. Для получения композиционных материалов используют различные волокна: проволоки из вольфрама, молибдена, волокна оксидов алюминия, бора, карбида кремния, графита и т. п. — в зависимости от требуемых свойств создаваемого материала. Вопросами исследования и создания волокнистых материалов занимается новая, быстроразвивающаяся отрасль порошковой металлургии — металлургия волокна.

Наконец отметим перспективы композиционного материаловедения. Основным недостатком современных композиционных материалов является несовершенство переходных слоев матрица — упрочняющий компонент. Использование самоорганизующихся технологии получения композиционных материалов позволит устранить эти недостатки-

. Приведены результаты исследований процессов структурообра; зования и формирования свойств горячедеформированных конструкционных сталей. Показаны возможности использования совместного воздействия пластической деформации и термической обработки для повышения качества металлопродукции и получения стали с заданными свойствами непосредственно в потоке прокатного стана. Проанализированы возможные технологические схемы новых процессов механохимикотермической обработки, контролируемой прокатки с регулируемым охлаждением, сфероидизирующей обработки, получения композиционных материалов.

работки. Технология получения композиционных материалов на основе высокомодульных волокон принципиально не отличается от хорошо отработанной технологии производства стеклопластиков. Все это позволяет рассматривать высокомодульные волокна как наиболее перспективные армирующие материалы.

разцы, как правило, разрушались мгновенно. Совершенно иная картина наблюдалась при испытании этих материалов на сжатие. Характер разрушения образцов при сжатии зависит от типа исходной полимерной матрицы и технологического режима получения композиционных материалов. Для углерод-углеродных материалов, изготовленных на основе нефтяного пека, характер разрушения образцов хрупкий. Разрушение в большинстве случаев происходило по плоскости, перпендикулярной к направлению приложения нагрузки. Характер разрушения образцов, изготовленных на основе матрицы ЛСБ, не отличается от разрушения материалов на основе полимерной матрицы.

Хаотическое распределение нитевидных кристаллов в одной плоскости имеет место при вискеризации из газовой фазы. Остальные способы, как правило, дают хаотическое распределение кристаллов во всем объеме материала. Однако способ вискеризации волокон не единственный фактор, определяющий характер распределения нитевидных кристаллов в композиционных материалах. Не менее важной следует признать технологию получения материалов на основе этих волокон, которая может в значительной степени изменить характер распределения нитевидных кристаллов в материале. Особенно это относится к технологии получения композиционных материалов методом прессования.

Если фирма-изготовитель не информирована о специфике получения композиционных материалов и соответствующим образом не подготовлена, трудно рассчитывать на доверие к этим материалам даже на ранней стадии их освоения.

Главная проблема в этом случае — методы испытаний. В связи с отсутствием надежных стандартных методов испытаний каждым заводом-изготовителем должна быть разработана программа испытаний, обеспечивающая возможность сравнения качества собственных разработок (в части получения композиционных материалов с заданными свойствами) с уровнем показателей идентичной продукции, выпускаемой другими предприятиями. Результаты должны также с достаточной убедительностью подтверждать показатели, использованные при расчете конструкции, и удовлетворять требованиям квалификационных (регистрирующих) органов и заказчика. Назрела также настоятельная необходимость в стандартизации методов испытаний.

Большой интерес представляет армирование металлов углеродными волокнами для получения композиционных материалов с низкой плотностью, высоким пределом прочности и высоким модулем упругости.

Таким образом, для получения композиционных материалов на основе титановой матрицы с оптимальными свойствами допустима определенная степень взаимодействия, интенсивность которой регулируется подбором соответствующего состава матрицы, защитными покрытиями либо применением высокоскоростных и низкотемпературных методов изготовления.

(до 100 мкм), однако предел прочности углеродных волокон при этом снижается. Примером подобных упрочнителей являются углеродные волокна типа Хок [32 ], получаемые методом осаждения из газовой фазы и содержащие 25—30 мол. % бора. Эти волокна разрабатывались специально для композиционных материалов с металлическими матрицами с учетом возможности получения композиционных материалов методом диффузионной сварки. Предел прочности указанных углеродных волокон составляет 210— 280 кгс/мм2, а модуль упругости — 19 000 кгс/мм2.