О разработках прочных композиционных материалов на основе тугоплавких металлов и сплавов, проводимых в ННЦ ХФТИ

Разработаны методы получения композиций на основе тугоплавких металлов и сплавов, находящихся в пластичной матрице (Cu-Mo, Cu-W, Cu-Nb, Cu-NbTi). Изучено влияние формы, дисперсности и объемного содержания упрочняющего компонента на процессы деформации и разрушения композиционных материалов. Для разн...

Повний опис

Збережено в:

Бібліографічні деталі
Дата:	2003
Автор:	Черный, О.В.
Формат:	Стаття
Мова:	Russian
Опубліковано:	Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України 2003
Назва видання:	Вопросы атомной науки и техники
Теми:	Физика и технология конструкционных материалов
Онлайн доступ:	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/111385
Теги:	Додати тег Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Цитувати:	О разработках прочных композиционных материалов на основе тугоплавких металлов и сплавов, проводимых в ННЦ ХФТИ / О.В. Черный // Вопросы атомной науки и техники. — 2003. — № 5. — С. 93-102. — Бібліогр.: 25 назв. — рос.

Репозитарії

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	irk-123456789-111385
record_format	dspace
spelling	irk-123456789-1113852017-01-10T03:04:19Z О разработках прочных композиционных материалов на основе тугоплавких металлов и сплавов, проводимых в ННЦ ХФТИ Черный, О.В. Физика и технология конструкционных материалов Разработаны методы получения композиций на основе тугоплавких металлов и сплавов, находящихся в пластичной матрице (Cu-Mo, Cu-W, Cu-Nb, Cu-NbTi). Изучено влияние формы, дисперсности и объемного содержания упрочняющего компонента на процессы деформации и разрушения композиционных материалов. Для разных условий и способов обработки композиций определены структурные параметры компонентов и установлена их взаимосвязь с прочностными характеристиками. Розроблені методи одержання композицій на базі тугоплавких металів і сплавів, які знаходяться в пластичній матриці (Cu-Mo, Cu-W, Cu-Nb, Cu-NbTi). Вивчено вплив форми, дисперсності й об'ємного вмісту зміцнювального компонента на процеси деформації і руйнування композиційних матеріалів. Для різних умов і способів обробки композицій визначені структурні параметри компонентів, і встановлено їхній взаємозв'язок із міцнісними характеристиками. The methods for obtaining of the compositions on the base of refractory metals and the alloys which are placed in a plastic matrix (Cu-Mo, Cu-W, Cu-Nb, Cu-NbTi) are developed. Influence of the form, the dispersivity and the volume content of a strengthening component on processes of the deformation and failure of composite materials is investigated. For different conditions and ways of compositions’ processing the structural parameters of components are determined and their interrelation with characteristics of the strength is established. 2003 Article О разработках прочных композиционных материалов на основе тугоплавких металлов и сплавов, проводимых в ННЦ ХФТИ / О.В. Черный // Вопросы атомной науки и техники. — 2003. — № 5. — С. 93-102. — Бібліогр.: 25 назв. — рос. 1562-6016 http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/111385 621.763; 538.945 ru Вопросы атомной науки и техники Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
topic	Физика и технология конструкционных материалов Физика и технология конструкционных материалов
spellingShingle	Физика и технология конструкционных материалов Физика и технология конструкционных материалов Черный, О.В. О разработках прочных композиционных материалов на основе тугоплавких металлов и сплавов, проводимых в ННЦ ХФТИ Вопросы атомной науки и техники
description	Разработаны методы получения композиций на основе тугоплавких металлов и сплавов, находящихся в пластичной матрице (Cu-Mo, Cu-W, Cu-Nb, Cu-NbTi). Изучено влияние формы, дисперсности и объемного содержания упрочняющего компонента на процессы деформации и разрушения композиционных материалов. Для разных условий и способов обработки композиций определены структурные параметры компонентов и установлена их взаимосвязь с прочностными характеристиками.
format	Article
author	Черный, О.В.
author_facet	Черный, О.В.
author_sort	Черный, О.В.
title	О разработках прочных композиционных материалов на основе тугоплавких металлов и сплавов, проводимых в ННЦ ХФТИ
title_short	О разработках прочных композиционных материалов на основе тугоплавких металлов и сплавов, проводимых в ННЦ ХФТИ
title_full	О разработках прочных композиционных материалов на основе тугоплавких металлов и сплавов, проводимых в ННЦ ХФТИ
title_fullStr	О разработках прочных композиционных материалов на основе тугоплавких металлов и сплавов, проводимых в ННЦ ХФТИ
title_full_unstemmed	О разработках прочных композиционных материалов на основе тугоплавких металлов и сплавов, проводимых в ННЦ ХФТИ
title_sort	о разработках прочных композиционных материалов на основе тугоплавких металлов и сплавов, проводимых в ннц хфти
publisher	Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України
publishDate	2003
topic_facet	Физика и технология конструкционных материалов
url	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/111385
citation_txt	О разработках прочных композиционных материалов на основе тугоплавких металлов и сплавов, проводимых в ННЦ ХФТИ / О.В. Черный // Вопросы атомной науки и техники. — 2003. — № 5. — С. 93-102. — Бібліогр.: 25 назв. — рос.
series	Вопросы атомной науки и техники
work_keys_str_mv	AT černyjov orazrabotkahpročnyhkompozicionnyhmaterialovnaosnovetugoplavkihmetallovisplavovprovodimyhvnnchfti
first_indexed	2025-07-08T02:05:54Z
last_indexed	2025-07-08T02:05:54Z
_version_	1837042703457583104
fulltext	РАЗДЕЛ ТРЕТИЙ ФИЗИКА И ТЕХНОЛОГИЯ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ УДК 621.763; 538.945 О РАЗРАБОТКАХ ПРОЧНЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ ТУГОПЛАВКИХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ, ПРОВОДИ- МЫХ В ННЦ ХФТИ О.В. Черный Национальный научный центр «Харьковский физико-технический институт» Разработаны методы получения композиций на основе тугоплавких металлов и сплавов, находящихся в пластичной матрице (Cu-Mo, Cu-W, Cu-Nb, Cu-NbTi). Изучено влияние формы, дисперсности и объемного содержания упрочняющего компонента на процессы деформации и разрушения композиционных материа- лов. Для разных условий и способов обработки композиций определены структурные параметры компонен- тов и установлена их взаимосвязь с прочностными характеристиками. ВВЕДЕНИЕ Идея создания композиционных материалов (композиций, композитов) существует с давних вре- мен. Основная цель композиций состоит в том, что- бы достичь комбинации свойств, не присущей каж- дому из исходных материалов. Бурное развитие ряда сфер деятельности, в первую очередь космической техники и атомной промышленности, потребовало проведение интенсивных разработок, в частности, в материаловедении и прикладной механике. В ХФТИ исследовательские работы по композицион- ным материалам были интенсифицированы акаде- миком В.Е.Ивановым в 1965 году. Благодаря его инициативе, в отделе физического материаловеде- ния, руководителем которого он являлся, были вы- полнены первые работы по композиционным мате- риалам на металлической основе [1-3]. Эти работы в 1966 г. были представлены на 5-й сессии научного совета по проблеме физических и химических основ получения новых жаростойких неорганических ма- териалов (Мозжинка, Московская обл.). Здесь они получили высокую оценку, и при поддержке лауреа- та Нобелевской премии академика Н.Н.Семенова те- матика по разработке высокопрочных композион- ных материалов стала плановой для нашего инсти- тута. Конечно, выбор ХФТИ по выполнению работ по композиционным материалам был не случаен. Действительно, наш институт обладал рядом пре- имуществ перед другими организациями. Здесь впервые были разработаны уникальные вакуумные технологии при участии высококвалифицированных специалистов, таких как В.Е.Иванов, Г.Ф.Тихин- ский, И.И.Папиров, А.С.Тронь, С.Ф.Ковтун, Г.Е.Плетенецкий и ряд других исследователей, а также получены чистые и сверхчистые металлы и сплавы с использованием новых оригинальных ме- тодов плавок. Признанными лидерами в этой обла- сти являлись В.М.Амоненко, В.Ф.Зеленский, В.М.А- жажа, А.А.Круглых, В.Г.Иванцов, П,Н.Вьюгов, Г.П.Ковтун и другие сотрудники. На высоком науч- ном уровне проводились исследования и разработки по физике твердого тела в отделе академика Б.Г.Ла- зарева такими известными учеными, как И.А.Гин- дин, Я.Д.Стародубов, И.М.Неклюдов, В.К.Аксенов, Л.А.Чиркина и другими специалистами. Учитывая все эти богатые возможности, по предложению В.Е.Иванова была сформирована лаборатория по композиционным материалам, научным руководи- телем которой стал кандидат физ.-мат.наук А.И.Со- мов. Дальнейшие разработки и исследования по композиционным материалам протекали в тесном научном сотрудничестве с рядом лабораторий наше- го института. Целью настоящего обзора явилось краткое опи- сание основных результатов по разработке ряда прочных и жаростойких композиционных материа- лов на основе тугоплавких металлов и сплавов (Cu-Mo, Cu-W, Cu-Nb, Cu-NbTi), а также рассмотрение механических свойств полученных композиций как с макроскопических позиций теории упругости и механики разрушения, так и с помощью микроско- пического подхода, основанного на дислокацион- ных механизмах деформации. Кроме того, в обзоре кратко изложена динамика структурообразования в исследуемых композициях при различных условиях и способах обработки композиционных материалов. ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ СХЕМЫ ПОЛУ- ЧЕНИЯ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ Метод вакуумной пропитки. Получение метал- лических композиций с надежной связью между ис- ходными компонентами осуществляли пропиткой упрочняющего каркаса расплавом в вакууме либо в инертной среде на установке, приведенной на рис.1 [4]. Армирующим компонентом в композициях во- локнистого типа служила молибденовая или вольф- рамовая проволока диаметром от 1 до 10 мкм. Про- волока в виде жгута загружалась в графитовый ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2003. № Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники (13), .93-102. 93 тигель (∅4…8мм) и при температуре 1300°С в тече- ние 15…20 мин пропитывалась медью. Оплавление матричного компонента проводили в вакууме с остаточным давлением ∼10-5 мм рт.ст или в атмо- сфере аргона при давлении ∼1атм. Зонная кристал- лизация расплава, достигаемая медленным переме- щением тигля в холодную часть печи, позволяла полностью избежать образование усадочных рако- вин. Рис.1. Внешний вид вакуумной установки, схема пропитки и композиционная структура образцов волокнистого и слоистого типов Аналогичным способом получали композиции слоистого типа. Толщина исходных Mo- и W-фольг составляла от 50 до 200 мкм. Для обеспечения более равномерного и контролируемого расположения Mo- или W-слоев предварительно набирали пакет из чередующихся слоев меди и армирующего компо- нента, затем этот пакет пропитывали расплавом в графитовом тигле, разборной конструкции. Толщи- на композиции составляла 2 мм. Метод вакуумной прокатки и волочения. В ка- честве исходных материалов использовали медь электронно-лучевой плавки чистотой 99,99%, мо- либден и ниобий чистотой 99,96% и 99,9% соответ- ственно. Для очистки контактных поверхностей пла- стины промывали и травили в соответствующих ре- активах. Затем пакеты прокатывали на вакуумном стане ДУО-135 конструкции ФТИ АН УССР [5]. Максимальное относительное обжатие компонентов за проход не превышало 5%. Исходная толщина со- ставного пакета равнялась 6…8 мм , количество проходов –7…10. Температура прокатки поддержи- валась постоянной и составляла 1000°С. Прокатку проводили в вакууме ∼10-5 мм рт.ст. Содержание упроч- няющего компонента задавали исходными размерами пластин. Композиции Cu-Nb и Cu-NbTi с волокнистой структурой получали совместным волочением ис- ходных компонент [6]. Предварительно изготовляли биметаллическую конструкцию, состоящую из серд- цевины прочного компонента и цилиндрической медной оболочки. При этом тщательное внимание уделялось очистке поверхностей и созданию надеж- ной связи между компонентами. После волочения (прессования) такой композиционной заготовки до требуемого диаметра проволоку (пруток) разрезали на мерные части и набирали жгут для последующе- го волочения в новой медной оболочке. Повторяя многократно (2-4 раза) процедуры деформирования и сборки составных заготовок, получали компози- ции с достаточно тонкими волокнами. В качестве примера на рис.2 приведены поперечные сечения композиций Cu-NbTi с толщиной NbTi жилы 50 и 5 мкм. Рис.2. Поперечное сечение 210- и 8910-волокон- ной композиции Cu-NbTi, ув. 200 Метод порошковой металлургии. Исходными материалами служили порошок электролитической меди с размером частиц <40 мкм и отрезки вольфра- мовой проволоки длиной 3 и диаметром 0,025 мм. Перед составлением композиционной смеси вольф- рамовые волокна тщательно очищались в ряде реак- тивов. Затем компоненты, взятые в требуемых весо- вых пропорциях, смешивались в смесительном бара- бане с эксцентрической осью вращения. Продолжи- тельность перемешивания составляла 12 ч. В про- цессе перемешивания шихта увлажнялась спиртом. Полученную смесь прессовали в замкнутом контей- нере при различных давлениях и температурах. За- тем изготовленные брикеты спекались при темпера- турах 950, 850 и 800°С. Во всех случаях, когда тре- бовались повышенные температуры, операции про- водились в вакууме 1⋅10-4…5⋅10-5 мм рт.ст. Объем- ное содержание волокон в армированных образцах составляло ∼25% [7]. Метод направленной кристаллизации сплавов эвтектического типа. Подробно метод получения эвтектических композиций изложен в книге [8]. Здесь только отметим, что для создания дисперсной композиционной структуры в сплавах заэвтектиче- ского состава была сконструирована и изготовлена специальная установка (рис.3) [9]. Формирование требуемой однородной микро- структуры в сплавах неэвтектического состава осно- вано на известном диспергирующем действии ультразвука в расплаве. Источником ультразву- ковых колебаний служил ламповый генератор УЗГ- 10М с диапазоном регулируемых частот 18…25 кГц. Преобразование электрических колебаний в механи- ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2003. № Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники (13), .93-102. 93 ческие производилось с помощью магнитострикци- онного преобразователя ПМС-6. Трансформаторно- волноводную систему, необходимую для передачи колебаний от преобразователя в расплав, рассчиты- вали согласно стандартным формулам. В качестве волновода использовали медный цилиндр, охлажда- емый водой. Амплитуду колебаний измеряли датчи- ком, в котором был использован бесконтактный электродинамический метод измерения вибраций. Кристалл, выращиваемый видоизмененным методом Чохральского, соединялся с волноводной системой посредством молибденовой затравки. Рис.3. Внешний вид установки, схема вытягивания кристалла из расплава и типичная микрострукту- ра продольного и поперечного сечения эвтектической композиции Чистота материалов, используемых в работе, со- ставляла 99.95 и 99.99% для Al и Ni соответственно. Из исходных материалов приготовляли сплавы со следующим содержанием никеля, мас.%: 4.2; 6.2 (эвтектика); 8.2 и 20. Вытягивание кристаллов осу- ществляли с помощью механизма перемещения со скоростями в интервале 4…1500 мм/час. Диаметр выращиваемых кристаллов составлял 2…4 мм. НАПРЯЖЕННО-ДЕФОРМИРОВАННОЕ СОСТОЯНИЕ КОМПОЗИЦИЙ Область упругой деформации компонент. Для изучения распределения напряжений в моделях, приближающихся по строению к реальным компо- зиционным материалам (см. рис1), использовали метод фотоупругости [10]. В качестве оптически чувствительного вещества для матричного материа- ла использовали компаунд на основе эпоксидной смолы ЭД-бМ. Армирующим компонентом служили дюралюминиевые пластины, а также вставки из оп- тически прозрачного материала. Отношение упру- гих постоянных Ef/Em волокна и матрицы для ис- пользуемых моделей составляло 18 и 5. Определение компонент напряжения проводили при помощи метода компенсации на установке КСП-6. В качестве компенсатора использовали слю- дяной компенсатор Краснова СКК-2. При фотоупру- гих испытаниях порядок интерференционной поло- сы n пропорционален разнице главных напряжений, т. е. максимальному касательному напряжению τmax = nτ0/t, где t - толщина модели, а τ0 - цена полосы мате- риала равная 6.3 кг/см. Эксперимент показывает, что наибольшая концентрация касательных напря- жений km= τmax / τc max (где τmax - максимальное каса- тельное напряжение в изучаемой точке, а τc max - мак- симальное касательное напряжение в матричном элементе при непрерывных волокнах) возникает в точках А и В (рис. 4). Точка А расположена на рас- стоянии ~0,ld от конца волокна и лежит на поверх- ности раздела компонент, точка В находится на го- ризонтальной симметричной линии и несколько уда- лена от торца волокна. При изменении параметров «окна» а и b величина km в этих точках также изме- няется (табл.1), причем влияние параметров а и b более существенно в точке В, чем в точке А. Отме- тим также, что величина km тем выше, чем меньше отношение l/d . Максимальное значение km, которое нами наблюдалось, составляло 16. Итак, с увеличе- нием объемного содержания волокон, что соответ- ствует уменьшению площади «окна», и повышением степени их дискретности концентрация напряжений в упругой матрице может достигать высоких значе- ний. Характер изменения максимальных каса- тельных напряжений вдоль поверхности раздела компонентов иллюстрирует рис.5,а. Из рисунка вид- но, что скорость падения km при удалении от конца волокна уменьшается. Рис. 4. Схематическое изображение волокон с перекрытием Таблица 1 Концентрация напряжений в композициях со сложными рядами дискретных волокон l/d а/d b/d kmA kmB l/d а/d b/d kmA kmB 13 -149 1 7 8 12 -13. 20 1 7 8 12 2 ~11 15 -16 2 9 13 -14 Для изучения распределения напряжений в во- локне использовались модели с прозрачными встав- ками. Отношение Ef/Em в них составляло 5. Измене- ние этого отношения достигалось изменением соста- ва смоляного компаунда. Уменьшение отношения Ef/Em приводит к снижению уровня концентрации ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2003. № Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники (13), .93-102. 93 напряжений. Полученные результаты выявляют пря- мую зависимость между величиной возникающих касательных напряжений и отношением Ef/Em.. а) б) Рис. 5. Изменение концентрации максимальных ка- сательных напряжений km вдоль поверхности раз- дела компонент (x/d — расстояние от конца волок- на)- l/d = 20; a/d = 0,5; b/d = 3 (а); изменение ве- личины концентрации напряжения kf вдоль оси во- локна - l/d = 20; a/d =1; b/d = ∞ (б) Использование оптически прозрачных вставок позволило изучить распределение τmax по длине во- локна. Оно нелинейно растет от конца волокна (см. рис.5,б). У конца волокон наблюдается некото- рое увеличение kf = τmax / τf max (где τmax - максималь- ное касательное напряжение в исследуемой точке волокна, а τf max - максимальное касательное напря- жение в центральной части волокна), вероятно, свя- занное с условием неразрывности сдвиговых дефор- маций на поверхности раздела. С уменьшением ве- личины а концентрация напряжений во включении может достигать больших значений и вызывать раз- рушение волокна вблизи его конца. Разрушение моделей вызывалось двумя причина- ми. Либо касательное напряжение на поверхности раздела компонентов превышало прочность связи на сдвиг, либо растягивающее напряжение на поверх- ности раздела превышало прочность на отрыв клее- вого соединения. Разрушение сложных моделей с перекрывающимися волокнами происходит в цен- тральной части образца лишь тогда, когда параметр l/d мал. Итак, в упругой области концентрация макси- мальных касательных напряжений может достигать высоких значений, например, при отношении упру- гих модулей компонентов от 5 до 18 (параметр, ха- рактерный для таких материалов, как: алюминий — усы окиси алюминия; алюминий — бороволокно; полимерная матрица, армированная стеклянными волокнами) величина k возрастает в 15 раз. При этом оказывается, что отношение упругих модулей не является единственным, а при определенных условиях и решающим фактором, влияющим на уро- вень концентрации напряжений. Не менее суще- ственными являются геометрические параметры си- стемы: степень дисперсности упрочняющего эле- мента и характер его пространственного распределе- ния. Область упруго-пластической деформации компонент. Возникновение высоких значений кон- центрации напряжения в упругой области может способствовать преждевременному разрушению композиционных материалов. Для релаксации напряжений высокого уровня целесообразно ис- пользовать пластичные матрицы. Рассмотрим для таких композиций напряженно-деформированное состояние матричного компонента, используя метод микротвердости [11]. В качестве критерия текучести для упруго-пластичной матрицы использовали усло- вие Мизеса. Напряженно-деформированное состояние при этом характеризуется значениями интенсивности напряжений и деформаций. Объектом исследования была слоистая компози- ция медь-молибден, полученная методом вакуумной пропитки. Деформирование образцов осуществляли растяжением при температуре 77К, при которой мо- либденовая пластина деформируется только упруго. Микротвердость измеряли на приборе ПМТ-3 под нагрузкой 20 Г, при этом разброс чисел твердости не превышал 5%. Микротвердость замеряли на элек- тролитической отполированной медной поверхно- сти на различных расстояниях от молибденовой пла- стины. Предварительно в условиях одноосного рас- тяжения медного образца был построен тарировоч- ный график: интенсивность напряжения-микро- твердость-интенсивность деформации. С увеличением степени деформации композиции наблюдается дробление молибденовой пластины. Металлографический анализ выявляет в медной матрице полосы скольжения, а вблизи мест разрыва молибденовой пластины образуются пакеты сколь- жения, направленные приблизительно под углом 45° к оси растяжения. Величина микротвердости суще- ственно изменяется вблизи этих мест как вдоль, так и поперек поверхности раздела. По найденным зна- чениям Hµ из тарировочного графика определяли со- ответствующие значения интенсивности напряже- ния и деформации в медной матрице. В качестве примера на рис.6 приведены распределения этих интенсивностей. Рис.6. Эпюры интенсивности напряжения и дефор- мации для слоистой композиции Cu-Mo: а) – и б) – соответственно на расстоянии 30 и 70 мк от молибденовой пластины после одноосного растяжения композита на 2,5%; в) – на расстоя- нии 70мк при относительном удлинении 11% ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2003. № Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники (13), .93-102. 93 Анализ полей интенсивности напряжений и де- формаций позволяет оценить степень нагружения армирующего компонента и определить такие важ- ные параметры композиций как минимальное со- держание упрочняющей фазы, выше которого при испытаниях на растяжение для прочностных харак- теристик выполняется "правило смеси", а также кри- тическую длину передачи нагрузки, ту минималь- ную длину упрочняющего компонента, необходи- мую для его эффективного нагружения [4,12]. Для исследуемой композиции эти ключевые параметры соответственно были равны: Vmin=20…25% и lc=2… 3h, где h - толщина армирующего компонента. Для более полного описания напряженно-дефор- мированного состояния композиций в упруго-пла- стической области необходимо учесть также влия- ние поперечных напряжений. Действительно, ве- личина этих напряжений зависит от разности коэф- фициентов Пуассона, составляющих композицию компонент. Поэтому, когда матрица становится пла- стичной (µ=0,5), а упрочняющая фаза остается упругой (µ <0,5), следует ожидать максимального реологического взаимодействия на поверхности раз- дела компонент. Как мы увидим ниже, этим объяс- няется смещение порога хрупкости в компонентах на основе ОЦК-металлов. Область пластической деформации компо- нент. Если предположить, что составляющие композицию элементы ведут себя как идеально пла- стичные материалы, т.е. сохраняется постоянство объема, то дальнейшая деформация композиции должна протекать без появления компоненты по- перечных напряжений, без реологического взаимо- действия матрицы и включения. Однако, когда в более прочном включении израсходуется ресурс пластичности и в нем начинается шейкообразование, то матрица препят- ствует этому процессу и во включении возникает нор- мальная компонента напряжения. Эффект пластифициру- ющего действия матрицы на включение будет рассмотрен ниже. СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОМПОЗИЦИЙ Механические свойства композиций при ком- натной, пониженных и повышенных температу- рах. Механические характеристики (предел текуче- сти σ0.2 , предел прочности σb, относительное удли- нение ε ) композиций и ее отдельных составляющих существенно зависят от температуры испытания и от содержания упрочняющей компоненты. С пони- жением температуры армирующие материалы с ОЦК-структурой испытывают хрупкопластичный переход, и диаграмма растяжения композиций c не- высокой долей упрочняющей фазы имеет скачкооб- разный вид [4,13]. В качестве примера на рис.7 для Cu-Mo слоистой композиции представлены кривые растяжения в интервале температур испытания от 300 до 77К. Деформация этих композиций носит не- регулярный характер (кривые 2-4) и напоминает неустойчивое течение, вызванное механическим двойникованием. С ростом содержания армирую- щей фазы при низких температурах композиты раз- рушаются хрупко, как и сам упрочнитель (кривые 5 и 6). Рис.7. Диаграммы растяжения композиции Cu- Mo: Cu- 6 об.% Мо при температурах 300 К (кри- вая 1), 210К (2), 170К (3) и 77К (4); Cu - 57 об.% Мо (кривая 5) и молибден (кривая 6) при 77К Рис.8. Зависимость предела прочности композиции Cu-Mo от содержания упрочняющего компонента при температуре 77, 210 и 300К (кривые I, 3 и 2 со- ответственно) Характер изменения прочностных характеристик слоистой композиции Cu-Mo от объемной доли упрочнителя для разных температурах испытания показан на рис.8. Начиная с содержания упрочняю- щего компонента Vf ~ 25% и выше независимо от температуры испытания для данной композиции вы- полняется “правило смеси”- σbс=σbfVf+σbmVm, тогда как ниже этой доли наблюдается отступление от приведенного соотношения. Действительно, когда упрочняющий элемент становится хрупким (темпе- ратура низкая) и его доля мала, нагрузку практиче- ски несет только матрица, так что величина σbс=σ bm(1- Vf) (см. пунктирная прямая 1″, рис.8). При по- вышении температуры испытания, когда упрочняю- щий элемент является пластичным, при малом со- держании упрочняющей фазы также наблюдается ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2003. № Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники (13), .93-102. 93 отклонение от “правила смеси” (кривые 2 и 3). При- чиной такого отклонения является сложное реоло- гическое взаимодействие матрицы и упрочняющего элемента, тормозящее процесс шейкообразования в прочном компоненте, причем в большей степени с уменьшением его содержания [4]. Сложный харак- тер зависимости σbс от Vf в пластической области деформации компонент наблюдался и для других композиций (Cu-W, Cu-Nb) слоистого и волокнисто- го типов [6,14]. Особый интерес представляло изучение механи- ческих характеристик композиций, полученных в условиях высоких пластических деформаций. Так, для одно- и многоволоконных (61-, 210-, 1045-, 2970-, 8910-) сверхпроводящих композиций Cu- NbTi на различных стадиях многоступенчатой тер- момеханической обработки ниобий-титанового сплава довольно тщательно были изучены прочност- ные и пластические характеристики [15,16]. В широ- ком интервале объемного содержания волокон и различной степени их дисперсности для исследуе- мых композиций был подтвержден принцип адди- тивности механических свойств, используемых компонентов. Исключение, как и раньше, выявляли композиции с малым Vf. Так, при Vf=14% измерен- ная величина σbс=37,1 кГ/мм2 и εс~15%, а расчетная была ниже и составляла 25…30 кГ/мм2 при εf =5… 6%. Повышение прочностных и пластических харак- теристик композиций при малых Vf обусловлено тормозящим влиянием пластичной матрицы на про- цесс шейкообразования прочных волокон. Микроструктурные особенности ниобий-титано- вого сплава в процесс его старения мы рас-смотрим ниже. Здесь только оценим значение σbf для тонких ~5…20 мкм волокон, исходя из данных σbс. Расчет, проведенный по “правилу смеси”, дал очень высо- кое значение предела прочности для тонкого волок- на, σbf=160 кГ/мм2 [15]. Эта величина соответствует значениям прочности нитевидных кристаллов. Заме- тим, что теоретическая прочность, найденная из со- отношения G/15, где G-модуль сдвига ниобий-тита- нового сплава равный 3000…3500 кГ/мм2, состав- ляет для данного материала 200…230 кГ/мм2. Таким образом, в данной композиции реализуются высокие прочностные характеристики, близкие к теоретическому значению, и этот материал может быть использован не только для сверхпроводящих систем, но и для ряда прочностных конструкций. Важным моментом изучения температурной за- висимости характеристик пластичности композиций явилось установление смещения порога хрупкости армирующего компонента (рис. 9) [4]. Испытания показали, что ресурс пластичности молибдена, нахо- дящегося в композиции, значительно больше, чем молибдена, подвергнутого растяжению в свободном состоянии. При этом не только возрастает его удли- нение при постоянной температуре, но и смещается порог хрупкости в сторону более низких темпера- тур. Так, полная потеря пластичности молибдено- вых включений в композициях с Vf=0.06 об.% Mo наблюдается при 170 К, а отдельно испытанных мо- либденовых образцов при 207 К. Пластифицирую- щее действие матрицы на хрупкие включения объяс- няется всесторонним обжатием армирующего компонента матрицей вследствие различия их коэф- фициентов Пуассона. Такое обжатие препятствует преждевременному разрушению включений. С ро- стом Vf действие этого эффекта снижается. Рис. 9. Зависимость относительного удлинения композиции (сплошные линии) с 6, 25 и 57 об.% Мо от температуры испытания (кривые 2, 3 и 4). Кри- вые 1 и 5 соответствуют чистым компонентам; пунктирные линии - удлинение молибдена в компози- циях до его первого разрушения С повышением температуры испытания компо- зиционных материалов уменьшается влияние рео- логического воздействия матрицы на включение. Поэтому механические характеристики композиций в этой области температур удовлетворительно опи- сываются соотношениями аддитивного характера [17]. В области повышенных температур были иссле- дованы особенности процесса рекристаллизации ме- таллической матрицы, армированной тонкими во- локнами [18]. Температуру начала рекристаллиза- ции меди определяли рентгеновским методом по по- явлению первых четких рефлексов на линиях (400) и (331). Установлено, что температура начала рекри- сталлизации матрицы зависит от дисперсности включений: с повышением последней Tрекр понижа- ется. Так, в случае композиции Cu-W при уменьше- нии диаметра вольфрамовых волокон с 50 до 10 мкм температура начала рекристаллизации снижается с 260 до 230°С (Tрекр.чистой меди равна 280°С). Это обусловлено тем, что инородные включения вызы- вают локальную концентрацию искажений решетки матрицы, что приводит к облегчению формирования центров рекристаллизации. Конечный размер зерен определяется межволоконным расстоянием, т.е. про- цесс собирательной рекристаллизации в рассматри- ваемых системах затруднен. Испытания на ползучесть и длительную проч- ность показали, что скорость установившейся ползу- чести ε и длительная прочность композиций στ удовлетворительно подчиняется степенному закону [19]. Кроме того, скорость ползучести и длительная прочность композиционных материалов линейно за- ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2003. № Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники (13), .93-102. 93 висят от содержания армирующего компонента в со- ответствии с "правилом смеси". Для примера в табл. 2 приведены расчетные данные напряженного со- стояния в композиции, полученные с учетом долево- го вклада составляющих компонентов. Как видно из этой таблицы, совпадение расчетных и эксперимен- тальных данных является удовлетворительным. Таблица 2 Скорость установившейся ползучести композиций Cu-Mo при 600°С Содержание армирую- щего компо- нента Vf ,% Скорость установив- шейся пол- зучести ε , с -1 Прило- женное напряже- ние σ0, кГ/мм2 Расчетное напряже- ние σ0р, кГ/мм2 5 1,4·10-7 4·10-6 0,6 2,0 0,63 2,1 70 1,4·10-7 4·10-6 27 30 23,9 33,3 Оценка полученных высокотемпературных меха- нических характеристик модельных композицион- ных материалов на медной основе указывает, что по ряду прочностных характеристик они превосходят известные медные сплавы. Действительно, сравне- ние данных по длительной прочности некоторых жаропрочных сплавов на медной основе, например, меди, легированной цирконием, а также меди, упрочненной частицами окиси алюминия, показало, что армирование меди прочным элементом приво- дит к значительно большему эффекту. Структура композиционных материалов. Изу- чение макро- и микроструктуры полученных компо- зиций, а также влияние различных условий и видов обработки на структуру и свойства композиционных материалов проводили с использованием комлекса металлографических, электронно-микроскопических и рентгеноструктурных методов исследования. Металлографическое изучение полученных образцов выявило в матрице скопление ямок травления вблизи поверхности раздела фаз (рис.10а) [20]. Плотность ямок травления, т.е. плотность дислокаций возле этой границы составляла 107…108 см-2, а вдали от нее ∼105 см-2. Повышенная плотность дислокаций вблизи границы раздела обусловлена деформацией, возникающей при остывании композиции в следствие разницы коэффициентов термического расширения компонент. Непосредственное наблюдение за полированной боковой поверхностью слоистой композиции в процессе ее растяжения позволило изучить характер деформации и разрушения упрочняющего компо- нента [19]. Первые признаки пластической деформа- ции - наличие линий скольжения, ориентированных в направлении наибольших касательных напряжений (примерно под углом 45° к оси растяжения), уже наблюдаются в матрице вблизи торца включения (см. рис.10,б). Затем линии скольжения довольно однородно заполняют сечение матрицы. Если включение является пластичным, то напряжения, возникающие на границе раздела фаз, способны активировать источники дислокаций, и линии скольжения заполняют включение (см. рис.10в). Если прочная компонента является хрупкой, то в зависимости от объемного содержания упрочняющей фазы наблюдается полное либо частичное разрушение композиций. Электронно- микроскопическое исследование изломов таких композиций выявляет хрупкое разрушение армирующего компонента. В основном наблюдаются изломы транскристаллического типа. Разрушение пластичной медной матрицы происходит вязко. Вытянутые ступенчатые узоры на фрактограммах указывают на сдвиговый механизм разрушения матричной составляющей. а б в ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2003. № Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники (13), .93-102. 93 Рис.10. Ямки травления в медной матрице вблизи молибденовой пластины, ув.200 (а), линии скольжения в медной матрице вблизи торца молибденовой пластины, ув.40 (б) и линии скольжения вблизи поверхности раздела фаз композиции Cu-Mo, ув.4000 (в) ВОПРОСЫ АТОМНОЙ НАУКИ И ТЕХНИКИ. 2003. № Серия: Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники (13), .93-102. 93 Анализ микроструктурных данных совместно с диаграммами растяжения указывает, что одной из причин повышения сопротивления деформирова- нию композиций является торможение дислокаций межфазными границами. Механические характери- стики напряжения течения композиций σyс удовле- творительно описываются степенным уравнением типа Холла-Петча: σyс=σ0+Kλ-n, где σ0 - напряжение течения массивной матрицы; K - коэффициент раз- блокировки, пропорциональный отношению упру- гих постоянных составляющих композицию компо- нент, и λ - расстояние между включениями. При одинаковом объемном содержании упрочняющей фазы напряжение течения композиции тем больше, чем выше степень дисперсности компонент. Так, для модельной системы Cu-Mo при Vf ∼20% за счет уменьшения λ от нескольких сот мкм до десяти ве- личина σyс увеличилась с18 до 24 кГ/мм2 [19]. Ана- логичная зависимость прочностных характеристик от расстояния между центрами волокон наблюдает- ся и для эвтектических композиций. Так, при увели- чении скорости направленной кристаллизации Al-Ni расплава эвтектического состава с 8,6 до 82 мм/ч расстояние между волокнами уменьшается с 6,2 до ∼1 мкм, а предел прочности композиции Al-Al3Ni возрастает с 25 до 35кГ/мм2 [19]. В процессе интенсивной пластической деформа- ции композиции в самих компонентах формируется высокодисперсная микроструктура, приводящая к росту прочностных характеристик материала. Суб- структурное упрочнение композиционных материа- лов является эффективной возможностью дальней- шего роста характеристик прочности. Так, дефор- мирование эвтектической композиции Al-Al3Ni про- каткой способствует диспергированию матричной структуры [21]. В алюминевой матрице при степени обжатия композиции 3…70 % формируется ячеи- стая структура без существенного нарушения степе- ни совершенства композиционной структуры. Например, при обжатии 50% предел прочности композиции Al-Al3Ni повышается с 25 до 40…45 кГ/мм2. Аналогичное структурообразование в композиции Al-Al3Ni наблюдается в процессе ее об- работки гидроэкструзией [22]. Заметим, что размер ячеек при различных видах обработки композиций давлением лимитируется межволоконным расстоя- нием и, следовательно, может быть задан начальны- ми условиями изготовления материала. Заметим также, при высокотемпературных испытаниях композиций упрочняющие волокна препятствуют укрупнению ячеек, способствуя тем самым стабили- зации заданного субструктурного состояния. По- следнее обстоятельство представляется исключи- тельно важным в плане повышения уровня жаро- прочности композиционных материалов. Другой путь повышения прочностных характе- ристик в эвтектических композициях состоял в изыскании возможности увеличения высокопроч- ной фазы [9]. Это достигалось в сплавах заэвтекти- ческого состава (с повышенным содержанием упрочняющего компонента) при направленной кри- сталлизации с одновременным воздействием на за- твердевающий расплав ультразвукового поля. Уста- новлено, что введение ультразвука в расплав позво- ляет увеличить содержание высокопрочной фазы в слитке без заметного ухудшения фазовой однород- ности структуры. При этом прочность композиций возрастает по сравнению с прочностью “неозвучен- ных” слитков того же состава. Наблюдаемый эф- фект пропорционален мощности ультразвукового поля. Особый интерес в плане субструктурного упроч- нения представляют композиции с упрочняющей фазой, состоящей из сплава стареющего типа, например, Cu-NbTi. Как мы видели выше, прочность NbTi волокон может достигать очень высоких зна- чений, близких к теоретической. Ответственной за такое состояние является наноструктура, сформиро- ванная в процессе интенсивной пластической де- формации сплава совместно с многостадийной тер- мической обработкой материала. В качестве приме- ра на рис. 11 приведена последовательность струк- турообразования в ниобий-титановом сплаве. При пластической деформации волочением в сплаве об- разуется типичная ячеистая структура (продольное сечение образца, рис.11,а). Характерный попереч- ный размер дислокационных ячеек до термических обработок составляет 40…50 нм [23]. В процессе тепловых обработок в соответствии с равновесной фазовой диаграммой состояния ниобий-титанового сплава происходит диффузионный распад пересы- щенного твердого раствора и наблюдается рост мо- нокристальных частиц α-Ti фазы на границах ячеек (субзерен) преимущественно в узлах тройных точек (см. рис.11,б). Заметим, что вследствие явления по- лигонизации азимутальная разориентация ячеек рас- тет, и они становятся субзернами. После многократных циклов термообработок и деформирования сплава удается выделить доста- точное количество α-Ti-фазы (20…30 об.%) по- перечным размером 70…160 нм [24]. Для дальней- шего измельчения гетерофазной структуры и повы- шения плотности критического тока NbTi-сверх- проводник волочат с коэффициентом обжатия ∼100 [25]. При этом α-Ti-частицы уплощаются вплоть до толщин 1…5 нм (см. рис.11в). На этом снимке вид- на структура ленточного типа, состоящая из череду- ющихся фаз α-Ti и β-NbTi, произвольно ориентиро- ванных в поперечном сечении волокна. Таким об- разом, упрочняющее волокно композиции Cu-NbTi само является сложной композицией и, как показы- вает эксперимент, имеет очень высокую прочность. а б в Рис.11. Микроструктура деформированного ниобий-титанового сплава (а), деформированного и ото- жженного (б) и деформированного и отожженного и вновь деформированного (в), ув.30000 В заключение необходимо перечислить ряд со- трудников ННЦ ХФТИ, которые принимали актив- ное участие в выполнении исследований и разрабо- ток по композиционным материалам: А.И.Сомов, Г.Ф.Тихинский, Б.Г.Лазарев, И.А.Гиндин, Я.Д.Ста- родубов, В.М.Ажажа,, М.А.Тихоновский, Ю.П.Ку- рило, А.С.Тронь, В.Г.Яровой, В.Н.Головин, О.М.Утва, Л.С.Ожигов, В.И.Савченко, В.В.Мухин, Б.Я.Кан, Г.Е.Сторожилов, А.В.Рыбка, В.В.Резни- ченко, Т.Ю.Рудычева, Л.А.Корниенко, Н.Ф.Андри- евская, В.О.Ильичева, З.Г.Карлина, М.Б.Лазарева, В.К.Аксенов, О.И.Волчек, В.С.Оковит, Л.А.Чирки- на, В.В.Слезов, В.В.Сагалович, С.И.Савченко и дру- гие. ЛИТЕРАТУРА 1. В.Е. Иванов, А.И. Сомов. Получение и свойства жаропрочных волокнистых материалов на метал- лической основе // Физико-химические основы получения новых жаростойких неорганических материалов: Сборник Академия Наук СССР. Харьков, 1966, с.26-41. 2. Ю.П. Курило, А.И. Сомов, О.В. Черный. Образо- вание волокнистых структур при направленной кристаллизации сплавов эвтектического типа // Там же. с.174-177. 3. В.Н. Головин, В.И. Савченко, А.И. Сомов, О.М. Утва, О.В. Черный. Экспериментальное опреде- ление критических параметров композиции медь-вольфрамовое волокно // Там же. с.178- 184. 4. И.А. Гиндин, А.И. Сомов, Я.Д. Стародубов, О.В. Черный. Концентрационная зависимость прочно- сти пластинчатой композиции молибден-медь // ФХОМ. 1970, №6, с.82-86. 5. Б.Я. Кан, О.В. Черный, В.В. Мухин, А.И. Сомов. Механические свойства пластинчатых Cu-Nb композиций // Электронная техника. Серия “ Материалы”. 1974, т.6, №2, с.9-14. 6. В.Н. Головин, Г.Е.Плетенецкий, А.И. Сомов, О.В. Черный. Механические свойства комбинирован- ной медно-ниобиевой проволоки // Проблемы прочности. 1970, №4, c.100-101. 7. В.Е. Иванов, А.И. Сомов. Спеченные композиции на основе меди, армированной вольфрамовыми волокнами // Порошковая металлургия. 1970, №6 (90), c.69-74. 8. А.И. Сомов, М.А. Тихоновский. Эвтектические композиции. М., “Наука”, 1975. 9. А.И. Сомов, О.В. Черный, В.Т. Петренко, Н.Ф. Андриевская. Влияние ультразвука на направ- ленную кристаллизацию Al-Ni сплавов // ФХОМ. 1975, №4, c.36-39. 10. Л.Г. Бесценный, И.Б. Волькович, А.И. Сом- ов, О.В. Черный. Исследование напряженно-дефор- мированного состояния композиций с перекры- вающимися волокнами // Волокнистые и дис- персно-упрочненные композиционные материа- лы: Сборник. М.: “Наука”, 1976, c.71-75. 11. И.А. Гиндин, А.И. Сомов, Я.Д. Стародубов, О.В. Черный. Исследование напряженно-деформи-ро- ванного состояния Cu-Mo композиции методом микротвердости // Проблемы прочности. 1972, № 9, c.56-59. 12. А.И. Сомов, О.В. Черный. Напряженное состоя- ние и механические свойства композиционных материалов. Термопрочность материалов и конструктивных элементов: Сборник . Киев: Наукова думка, 1967, вып.4, с.76-85. 13. А.И. Сомов, О.В. Черный. О прерывистом тече- нии композиционных материалов // ФХОМ. 1971, №5, c.147-148. 14. И.А. Гиндин, А.И. Сомов, Я.Д. Стародубов, О.В. Черный. Пластические свойства и характер разрушения пластинчатой композиции молиб- ден-медь // ФХОМ. 1970, №2, c.138-145. 15. Г.Ф. Тихинский, О.В. Черный, А.И. Сомов, В.Г. Яровой,Г.Е. Сторожилов, Н.Ф. Андриевская, А.В. Рыбка. О влиянии структуры армирующего компонента на механические свойства компози- ционных материалов // ВАНТ, Серия ОЯФ. 1980, № 3(13), с.17-22. 16. А.В. Рыбка, О.В. Черный, Г.Е. Сторожилов, В.Г. Яровой. Механические характеристики сильно- деформированной композиции Cu-НТ-50 // ВАНТ, Серия ОЯФ. 1987, № 2 (8),с.37-40. 17. В.В. Резниченко, А.И. Сомов, А.С. Тронь, О.В. Черный. Особенности деформациии и разруше- ния слоистых Cu-Mo и Cu-W композиций при повышенных температурах // ФХОМ. 1970, №6, c.93- 96. 18. Л.С. Ожигов, А.И. Сомов, О.В. Черный. Рекри- сталлизация меди, армированная вольфрамом // ФММ. 1970, т.30, №2, c.447-448. 19. О.В. Черный. Влияние формы, дисперсности и объемного содержания упрочняющего компо- нента на процессы деформации и разрушения композиционных материалов. Автор. Дис. на со- иск. ученой степени канд. техн. наук, 1974. 20. А.И. Сомов, О.В. Черный, З.Г. Карлина. Иссле- дование структуры межфазных границ компози- ции медь-молибден, полученной методом ваку- ум- ной пропитки // ВАНТ, Серия.ФТВВ. 1976, №1(5), с.55-57. 21. В.К. Аксенов, Н.Ф. Андриевская, А.И. Сомов, О.В. Черный. Субструктурное упрочнение эвтек- тической Al-Al3Ni композиции // ФХОМ. 1976, №5, с.118-120. 22 В.Т. Петренко, Л.М. Поляков, Т.Ю. Рудычева, А.И. Сомов, О.В. Черный. Гидроэкструзия эвтек- тической Al-Al3Ni композиции // ФХОМ. 1976, №4, 118-122. 23. Н.Ф. Андриевская, О.В. Черный, Г.Ф. Ти- хинский. Электронномикроскопическое изуче- ние структуры Cu-NbTi проволоки // Физика прочности композиционных материалов: Cбор- ник. Л.: Академия Наук СССР, 1980, с.160-164. 24. 0.V. Chernyj, G.F. Tikhinskij, G.E. Storozhilov, M.B. Lazareva, L.A. Kornienko, N.F. Andrievskaya, V.V. Slezov, V.V Sagalovich, Ya.D Starodubov and S.I. Savchenko. Nb-Ti superconductors of a high current-carrying capacity // Supercond. Sci. Technol. 1991, №4, p. 318-323. 25. О.В. Черный. О разработках Nb-Ti-сверхпровод- ников с высоким значением Jc , проводимых в ННЦ ХФТИ // ВАНТ. Серия: «Вакуум, чистые материалы, сверхпроводники» 1999, вып. 1(9), с.10-18. ПРО РОЗРОБКИ МІЦНИХ КОМПОЗИЦІЙНИХ МАТЕРІАЛІВ НА ОСНОВІ ТУГОПЛАВКИХ МЕТАЛІВ І СПЛАВІВ, ЩО ПРОВОДЯТЬСЯ В ННЦ ХФТІ О.В. Чорний Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» Розроблені методи одержання композицій на базі тугоплавких металів і сплавів, які знаходяться в пластичній матриці (Cu-Mo, Cu-W, Cu-Nb, Cu-NbTi). Вивчено вплив форми, дисперсності й об'ємного вмісту зміцнювального компонента на процеси деформації і руйнування композиційних матеріалів. Для різних умов і способів обробки композицій визначені структурні параметри компонентів, і встановлено їхній взаємозв'язок із міцнісними характеристиками. DEVELOPMENT OF STRENGTH COMPOSITIONS ON BASE OF REFRACTORY METALS AND ALLOYS, CARRIED OUT IN NCS KIPT O.V.Chernyi National science center “Kharkov Institute of Physics and Technology” The methods for obtaining of the compositions on the base of refractory metals and the alloys which are placed in a plastic matrix (Cu-Mo, Cu-W, Cu-Nb, Cu-NbTi) are developed. Influence of the form, the dispersivity and the volume content of a strengthening component on processes of the deformation and failure of composite materials is investigated. For different conditions and ways of compositions’ processing the structural parameters of components are determined and their interrelation with characteristics of the strength is established. УДК 621.763; 538.945 О.В. Черный Национальный научный центр «Харьковский физико-технический институт» Введение Рис. 4. Схематическое изображение волокон с Область упруго-пластической деформации компонент. Возникновение высоких значений концентрации напряжения в упругой области может способствовать преждевременному разрушению композиционных материалов. Для релаксации напряжений высокого уровня целесообразно использовать пластичные матрицы. Рассмотрим для таких композиций напряженно-деформированное состояние матричного компонента, используя метод микротвердости [11]. В качестве критерия текучести для упруго-пластичной матрицы использовали условие Мизеса. Напряженно-деформированное состояние при этом характеризуется значениями интенсивности напряжений и деформаций. про розробки міцних Композиційних Матеріалів О.В. Чорний Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут»

О разработках прочных композиционных материалов на основе тугоплавких металлов и сплавов, проводимых в ННЦ ХФТИ

Репозитарії

Схожі ресурси