Армирующие материалы и их свойства

Для упрочения композиционных материалов используют высокопроч­ную проволоку из стали, молибдена, вольфрама и других металлов и их сплавов; волокна из бора, углерода, стекла, а также монокристаллы из окси­дов, нитридов алюминия и кремния и других соединений.

В табл. 10.5 приведены свойства проволок, волокон и нитевидных кри­сталлов для армирования композиционных материалов.

Проволоки — наиболее экономичный и доступный армирующий материал. Стальные и бериллиевые проволоки используют в композицион­ных материалах, эксплуатируемых при низких и умеренных температурах, а вольфрамовые и молибденовые — при умеренных и высоких.

В настоящее время для упрочнения композиционных материалов при­меняют проволочные волокна из сталей аустенитного, аустенитно-мартен-ситного и мартенситного классов.

Волочение проволок из сталей аустенитного класса (XI8H9, XI8H10T и др.) проводят с обжатиями более 92%, что резко увеличивает их прочность и значительно снижает пластичность. Такие повышенные обжатия в процессе изготовления проволок с аустенитной структурой выполняют при оконча­тельном волочении. При производстве проволок с мартенситной структурой величина единичных обжатий обычно ниже и определяется температурой в зоне деформации. Заданная температура и соответствующая степень пласти­ческой деформации обеспечивают протекание и завершение у-»а-превраще-ния в процессе волочения на окончательный размер. Для интенсификации процесса превращения нестабильного аустенита в мартенсит заготовки ох­лаждают до отрицательных температур.

Таблица 10.S. Свойства волокон, проволоки и нитевидных кристаллов для армирования композиционных материалов

О

о а

Удельная

Материал

II

S I

Г

S

V

!

о

&

о g

А

Волокно: борное

углеродное

оксид

алюминия Проволока:

бериллиевая

вольфрамовая

стальная Нитевидные кристаллы:

нитрид

алюминия

карбид

кремния

нитрид

кремния

2040 3000 2054

1284 3400 1300

2400 2650 1900

2,63 1,7 3,96

1,8 19,3 7,8

3,3 3,21 3,18

380-420

196—296

290 400 200

380 580 495

2,5-3,5

1,96—2,96

2,1-2,6

1,0-1,3

4,2 3,6—4,0

15 37 15

95—133

117—176

52—65

55—65

21 45—51

455 1150

14,4—15,9

11,7—17,4

12,6

15,76 2,07 2,56

11,5

18 15,6

Прочность проволоки с мартенситной структурой превышает прочность проволок с аустенитной структурой на 40—50%.

Из сталей 30X13, XI7H2, 13Х14НЗФА мартенситного класса получают высокопрочные проволоки закалкой с температур 950—1000 °С в воду или масло и отпуском. Так, проволока из стали 30X13 после закалки и отпуска при 200 °С имеет прочность 2000 МПа.

Разупрочнение проволок из сталей аустенитного и мартенситного клас­сов происходит после выдержки при 380—400 °С.

Сталь аустенитно-мартенситного класса 20Х15Н5АМЗ сохраняет проч­ностные свойства до 480—500 °С. Эта сталь упрочняется в большей степени после холодного волочения с суммарным обжатием (80%) и промежуточны­ми отжигами при 450 °С, чем стали аустенитного класса. После такой обра­ботки проволока из стали 20X15Н5АМЗ имеет прочность до 3200 МПа.

Прочность проволок зависит от диаметра и возрастает с его уменьшением.

Проволоки из вольфрама и молибдена. Высокопрочные проволоки из вольфрама и молибдена и их сплавов изготавливают в основном методами порошковой металлургии с последующим волочением. В качестве присадок, обеспечивающих требуемый уровень прочностных свойств, при производст­ве вольфрамовых прополок используют оксиды Th0₂, Si0₂, La₂0₃ и др. Во­лочению подвергают штабики диаметром 2,75 мм, полученные прессованием в стальных формах при давлении 4—6 тс/см² на гидравлических прессах и последующего спекания при температурах до 3000 °С. Температура волоче­ния на начальных стадиях деформирования составляет 1000 °С и постепенно снижается до 400—600 °С на заключительных стадиях. В процессе изготов­ления вольфрамовую проволоку подвергают нескольким промежуточным отжигам. Первый проводят при 800 °С в газовой печи при диаметре прово­локи 0,5 мм, с тем чтобы придать поверхности некоторую шероховатость и увеличить смачиваемость ее смазкой. Последующие промежуточные отжиги проводят при 600—750 °С с одновременным волочением проволоки через фильеры с диаметром 0,3; 0,12 и 0,05 мм.

Свойства вольфрамовых проволок диаметром 0,5 мм различных марок при температурах 1000 — 1200 °С приведены в табл. 10.6.

Таблица 10.6. Свойства вольфрамовых проволок диаметром 0,5 мм

марок ВА (W с присадками Si0₂ и А1), ВТ-15 (W с присадками 2% Th0₂),

ВР-20 (сплав W с 20% Re)

Марка проволоки	Температура.	Прочность, МПа	Длительная прочность за 100 ч, МПа	Предел ползучести для Е-10~5ч"',МПа
ВА	9001000 1100	1320 ИЗО	630 480 350	760 630 470 380
ВТ-15	900 1000 1100 1200	1200 1090 850	660 440 410	830 600 520
ВР-20	900 1000 1100 1200	2670 2140 1990 1390	1170 1060 420	1950 1300 690

Проволока из вольфрамо-рениевого сплава до 1100 °С имеет более вы­сокую длительную прочность. Однако при 1200 °С длительная прочность

проволоки ВТ-15, содержащей добавку диоксида тория, превосходит дли­тельную прочность проволоки ВР-20. Диоксид тория стабилизирует структу­ру вольфрама и повышает температуру рекристаллизации. Высокие прочно­стные свойства проволок из вольфрама, молибдена, тантала сохраняются до 1200—1500 °С.

Молибденовую проволоку получают по такой же технологии, как и вольфрамовую. Молибден, отличающийся от вольфрама повышенной пла­стичностью, обрабатывают при более низких температурах (на 100—200 °С), чем вольфрам. Так, молибден без присадок может деформироваться с диа­метра 0,3 до 0,02 мм без нагрева.

Вольфрамовую и молибденовую проволоку целесообразно применять для армирования жаропрочных композиционных материалов.

Бериллиевая проволока. Бериллий обладает малой плотностью (1850 кг/м³) и в сочетании с большой прочностью и модулем упругости Юнга обеспечивает наибо­лее высокие значения удельных характеристик — прочности и жесткости.

Волочение бериллиевой проволоки ведут с подогревом до 400—480 °С. При этих температурах пластичность бериллия высокая и близка к пластич­ности малоуглеродистых сталей. Волочение бериллия осуществляют в ме­таллической оболочке из пластичного металла, например никеля. После во­лочения оболочку удаляют стравливанием покрытия и выполняют сглажива­ние поверхности проволоки электрохимической полировкой. В качестве оболочки может использоваться и материал матрицы композиции, что ис­ключает операции электрохимического травления и полирования.

Так, бериллиевая проволока диаметром 1,8 мм имеет при растяжении а_в = 1129 МПа, модуль упругости Е - 320-10³ МПа, что соответствует удель­ным прочности (60 км) и жесткости (17300 км).

В сильнодеформированном состоянии бериллиевая проволока имеет

высокую температуру рек-

а„МПа

£10"³МПа

4000-

о.

■ 100

ристаллизации (700 °С). К недостаткам, препятствую­щим использованию берил­лиевой проволоки в компо­зиционных материалах, от­носят его низкую пластич­ность (8 = 1—2 %) и высо­кую токсичность.

2400 /, °С

Рис. 10.8. Влияние температуры графигизации на свойства углеродных волокон

Бериллиевую проволо­ку чаще применяют для упрочнения матриц с ма­лой плотностью — алюми­ниевой, магниевой или ти­тановой.

Углеродные волокна. Углеродные во­локна получают из полиакрилнитрильного (ПАН) гидроцеллюлозного волокна или из волокон на основе нефтяных смол или пеков. Технологиче­ский процесс получения углеродных волокон ос­нован на термическом разложении органических исходных волокон в контролируемых атмосферах.

Рис. 10.9.Схема строе­ния углеродного волокна: а — общий вид, б — про­дольное сечение фибриллы, в — поперечное сечение МИКрофибрИЛЛЫ, !„ И 1с — поперечные размеры микрофибрилл

Процесс производства углеродного волокна из полиакрилнитрильного волокна сводится к последо­вательному проведению операций окисления, карбо­низации и графитизации. Окисление ПАН-волокон осуществляют при 200—300 °С, и на этой стадии переработки создаются условия для формирования оптимальной структуры углерода. Карбонизация проходит при температурах выше 900 °С в атмосфере водорода, и на этой стадии исходному волокну при­дается огнестойкость. При температуре обработки выше 2500 °С формируется структура углеродного волокна.

Обработка проводится в вакууме или инертной среде — азоте, арго­не или гелии. Конечная температура обработки существенным образом влияет на свойства углеродных волокон. Изменяя температуру графитиза­ции, можно управлять свойствами волокна (рис. 10.8).

Структура углеродного волокна (рис. 10.9) состоит из системы лентооб­разных слоев конденсированного углерода с гексагональной структурой, называемых микрофибриллами. Группы одинаково ориентированных мик­рофибрилл, разделенных узкими порами, образуют фибриллы. Размеры по-

ст„, МПа

£10"3,МПа Рнс. 10.10.Связь между временным сопротивле­нием и модулем упругости углеродных волокон, полученных из полиакрилнитрила (/), вискозы (2)

перечного сечения фибрилл колеблются в широких преде­лах от сотен до тысяч ангст­рем. Взаимное расположение фибрилл, степень их ориента­ции зависят от исходного сы­рья: степени вытяжки волокон, состава макромолекул, техно­логии получения волокон. В результате углеродные волок­на, полученные из разных ис­ходных материалов, обнару­живают разный характер соот­ношения между прочностью и жесткостью (рис. 10.10) и раз-

ные прочностные свойства. Прочность углеродных волокон также зависит от наличия дефектов — пустот, трещин — и значительно снижается с увеличе­нием размеров дефектов.

В настоящее время освоено производство нескольких типов углеродных волокон,отличающихся уровнем механических свойств:

• высокопрочные волокна ст„ = 2500—3200 МПа; Е = (180—220)-10³ МПа;

• высокомодульные волокна а, = 1400—2200 МПа; Е = (350—550)10³ МПа. Промышленностью выпускаются углеродные волокна в виде крученого

или некрученого жгута с диаметром волокон -7 мкм и числом волокон в жгуте от 1000 до 160 000. Из углеродных волокон делают ленты различной ширины.

К недостаткам углеродных волокон следует отнести их склонность к окислению на воздухе, химическую активность при взаимодействии с метал­лическими матрицами, слабую адгезию с полимерными матрицами. Улуч­шения совместимости волокон с металлическими матрицами и защищенно­сти их от окисления добиваются нанесением на углеродные волокна метал­лических и керамических покрытий.

Борные волокна. Борные волокна получают осаждением бора из газовой фазы (ВСЬ + Н₂) при 1100—1200 °С на предварительно нагретую и очищенную вольфрамовую проволоку диаметром 12 Мкм. В результате оса­ждения образуется сердцевина из боридов вольфрама (WB, W₂B₅, WB₄) диа­метром 15—17 мкм, вокруг которой располагается слой поликристалличе­ского бора. Диаметр полученного таким образом волокна бора — в пределах от 70 до 200 мкм.

Прочность сердцевины значительно ниже прочности волокна в целом. В сердцевине возникают напряжения сжатия, в пределах же зоны бора, приле­гающей к сердцевине, — растягивающие напряжения. Наличие растягиваю­щих напряжений является причиной радиальных трещин в борных волокнах.

Прочность борных волокон определяется поверхностными и объемными дефектами, а также дефектами на поверхности раздела сердцевина—оболоч­ка. Чаще поверхностные дефекты возникают в борных волокнах с грубой поверхностью, содержащей наросты, неровности и трещины. Поверхностные дефекты устраняют травлением, что ведет к увеличению прочности борного волокна.

Объемными дефектами являются включения крупных кристаллов бора, образующихся при повышенных температурах (1200—1300 °С) в зоне осаж­дения, и других примесей. Полностью исключить появление поверхностных и объемных дефектов невозможно. Уменьшить их влияние можно, совер­шенствуя технологический процесс получения волокон бора.

Волокна бора обладают ценным сочетанием свойств: низкой плотно­стью (2600 Kr/M^J), достаточно высокой прочностью (а_в = 3500 МПа при мо­дуле Юнга 420 000 МПа) и температуре плавления 2300 °С. Борное волокно интенсивно окисляется на воздухе при 400 °С, а при температурах выше

а„ МПа

		1	2
	3	l I	\ ^ i

800 ', °С

Рис. 10.11. Изменение прочности волокон бора (/), борсика (2), карбида кремния (3) на воздухе в зависимости от температуры

500 °С интенсивно взаимодейст­вует с алюминиевой матрицей. Повышают жаростойкость и пре­дотвращают взаимодействие бор­ного волокна с алюминиевой матрицей, нанося на их поверх­ность покрытия из карбида крем­ния толщиной 3—5 мкм. Волокна бора, покрытые карбидом крем­ния, получили название борсик. При повышенных температурах на воздухе прочность волокон борсика и карбида кремния зна­чительно выше прочности воло­кон бора (рис. 10.11).

Борные волокна выпускаются промышленностью в виде моноволокон на катушках, а также в виде полуфабрикатов — лент полотняного плетения шириной от 5 до 50 см. Основу полотен образуют борные волокна, а уток — полиамидные или другие волокна.

Волокна бора применяют в производстве композитов на основе поли­мерной и алюминиевой матриц.

Волокна карбида кремния. Волокна этого типа получают по технологии, мало отличающейся от технологии получения волокон бора. Основные физико-механические свойства карбидных волокон на вольфрамо­вой подложке приведены в табл. 10.6.

Карбидокремниевые волокна, полученные на углеродной подложке, бо­лее дешевые и характеризуются повышенной чувствительностью к поверх­ностным дефектам и пониженными характеристиками прочности.

Волокна карбида кремния применяют для армирования металлических мат­риц композитов, предназначенных для эксплуатации при высоких температурах.

Стеклянные волокна получают путем пропускания расплавлен­ного стекла при 1200—1400 °С через фильеры диаметром 0,8—3 мм и даль­нейшим быстрым вытягиванием до диаметра несколько микрометров. Не­прерывные волокна диаметром 3—100 мкм, соединяясь в пряди, наматыва­ются на вращающиеся с большой скоростью барабаны и имеют длину до 20 км. Штапельные волокна выпускают диаметром 0,5—20 мкм длиной 0,01—5 м.

Волокна, соединенные в пряди, оказывают друг на друга сильное абра­зивное воздействие. Истирание волокон в пряди предотвращают обработкой волокон технологическими замасливателями (эмульсия крахмала или мине­рального масла). Их применяют на стадии переработки волокна. Активные замасливатели (пленкообразующие смазки, кремнийорганические соедине­ния) помимо предотвращения истирания волокон в пряди усиливают адге-

зию между матрицей и стекловолокном в армированных пластиках. Замасли-ватели также препятствуют возникновению дефектов на поверхности воло­кон и, таким образом, увеличивают их прочность.

Непрерывные волокна выпускаются с треугольной, квадратной, прямо­угольной, шестиугольной и круглой формой поперечного сечения, что по­зволяет получить более плотную упаковку их в композиции и, таким обра­зом, обеспечить повышение ее прочности и жесткости.

Основой стеклянных волокон является диоксид кремния Si02. В за­висимости от природы стеклообразующего вещества стекла делятся на силикатные (Si0₂), алюмосиликатные (А1₂0₃—Si0₂), алюмоборосиликат-ные (А1₂0₃—В₂0₃—Si0₂) и др.

Стекла щелочные, содержащие добавки К₂0 и Na₂0, имеют понижен­ную температуру плавления, прочность и химическую стойкость ввиду раз­рыва прочной связи Si—О—Si.

Широко используемое для армирования пластиков Е-стекло содержит 54,4% Si0₂,14,4% А1₂0₃, 17,5% СаО, 4,5% MgO, 8% В₂0₃, 0,5% (Na₂0 + К₂0), 0,4% Fe₂0₃ и 0,3% Ti0₂. Стекло размягчается при 846 °С, его плотность 2540 кг/м, модуль Юнга —73,5-Ю³ МПа.

Высокопрочное S-стекло состава 65% Si0₂, 25% А1₂0₃, 10% MgO при комнатной температуре имеет прочность 4,5-10³ МПа, а модуль упругости — 87-10³ Па. Прочность стеклянных волокон уменьшается при увеличении их диаметра (рис 10.12). Более тонкие волокна содержат меньше дефектов (пор, микротрещин). Для армирования пластиков очень тонкие непрерывные стек-ляные волокна не используют в связи с разрушениями (обрывами) очень многих из них. Оптимальные значения диаметров волокон для армирования пластиков 5—15 мкм.

Стекловолокна применяют для армиро­вания композитов в виде жгутов, нитей, лент, тканей различного плетения, матов.

10 15 d, мкм Рис. 10.12. Зависимость прочно­сти волокон из щелочного (7), бесщелочного (2) и алюмоборо-силикатного (3) стекол от его диаметра 270

Нитевидные кристаллы (усы). Нитевидные кристаллы карбидов и нитридов кремния, оксида и нитридов алюминия и дру­гих тугоплавких соединений получают осаж­дением из газовой фазы с использованием транспортных реакций, реакций пиролиза, восстановления летучих соединений по методу пар—жидкость—твердая фаза(ПЖТ).

Рост кристаллита карбида кремния (по схеме ПЖТ) происходит аналогично выра­щиванию кристалла кремния (рис. 10.13).

На поверхности кремниевой подложки 3 находится частица золота при температу-

U/

/

Рис. 10.13.Схема роста кристалла кремния по механизму пар—жидкость—кристалл: / — пар, 2 — капелькарасплава Аи—Si, 3 — кремниевая подложка, 4 — кристалл кремния

ре, близкой к температуре плавле­ния. В этих условиях золото рас­творяет кремний и превращается в капельку 2 расплава золото—крем­ний. Пары кремния, конденсируясь в капельке расплава, пересыщают ее атомами кремния. Это ведет к выделению кремния на границе раз­дела жидкость—подложка и росту нитевидного кристалла 4. Попереч­ные размеры кристалла определяют­ся диаметром капли расплава, а ско­рость роста уса — скоростью кри­сталлизации поступающего к по­верхности капли кремния.

При получении нитевидных кристаллов карбида кремния их выращивание ведут из хлорсиланов и углеводородов по реакциям

SiC + 4НС1

SiCl₄ + СН₄ =

CH₃SiCl₃

SiC

ЗНС1

В качестве жидкой фазы используют тройные расплавы железо—углерод— кремний, а подложкой служит графит. Процесс проходит при 1250—1350 ^СС.

Диаметр кристаллита кремния в зависимости от условий получения изме­няется от долей до десятков микрон. Длина кристаллитов достигает 60—80 мкм. В условиях производства для получения нитевидных кристаллов исполь­зуют периодические, полунепрерывные и непрерывные процессы. В первых двух процессах рост кристаллов происходит на массивных стационарных под­ложках. В непрерывном процессе роль подложки выполняют взвешенные в объеме газового потока микроскопические центры кристаллизации.

Непрерывные процессы получения нитевидных кристаллов более про­изводительны, но в этом случае кристаллиты имеют длину меньшую, чем длина нитевидных кристаллов, полученных периодическими и полунепре­рывными методами.

Промышленные методы производства усов других соединений (нитри­дов кремния, алюминия, бора, оксидов алюминия) имеют много общего и аналогичны технологии получения карбидов кремния.

Усы, нитевидные кристаллы отличаются совершенством структуры и имеют прочностные свойства, близкие к теоретическим. Свойства наиболее изученных и практически используемых нитевидных кристаллов для арми­рования композиционных материалов приведены в табл. 10.7.

Таблица 10.7. Свойства некоторых нитевидных кристаллов (усов)

Материал кристаллов

SiC

В₄С

А1₂0₃

Si₃N₄

Сг

Fe

Графит

Я U

!

2665 2450 2040 1675 1665 1540 3640

•а

Й

о

Е

о

й

3320 2490 3880 3320 7500 6370 1660

р

о

45 64 31 23 20 71

к

О.

С

13,3

19,9

«о Ь

650 550 525 425 125 200 1075

£1

О г

S s

«о 3 о

15200 20000 10700 12000

3200 3200 42500

Усы графита, обладая высокими показателями удельной прочности и жесткости, неустойчивы в металлических матрицах при высоких температу­рах. Нитевидные кристаллы металлов из-за высокой плотности обнаружива­ют пониженную удельную жесткость по сравнению с соответствующими характеристиками усов тугоплавких соединений (SiC, В₄С и др.). Усы металлов склонны к разупрочнению при переработке, несовместимы с металлически­ми матрицами и непригодны для армирования металлических матриц. Ните­видные кристаллы SiC, А1₂0₃ обладают лучшей совместимостью с металла­ми, стойки к воздействию влаги, истиранию при переработке. Обнаруживая лучшие высокотемпературные свойства, усы SiC, А1₂0₃ и других тугоплав­ких соединений являются хорошими упрочнителями композиционных мате­риалов с металлической матрицей.

10.3.3. Получение композиционных материалов на металлической основе, армированных волокнами

Выбор метода получения композиции из различных сочетаний матрицы и армирующего волокна определяется следующими факторами:

• размерами, профилем и природой исходных материалов матрицы и уп-рочнителя;

• возможностью создания прочной связи на границе раздела матрица — упрочнитель;

• получением равномерного распределения волокон в матрице;

• возможностью совмещения процессов получения композиционного ма­териала и изготовления из него деталей;

• экономичностью процесса.

При производстве композиционных материалов с металлической матри­цей наибольшее распространение получили твердофазные, жидкофазные, газопарофазные, химические и электрохимические процессы.

Твердофазный метод совмещения компонентов композиции предпола­гает использование материала матрицы в виде листов, фольги, проволоки или порошка. Композиционный материал получают одним из следующих приемов: диффузионной сваркой под давлением; сваркой взрывом; дефор­мационной обработкой под давлением; прессованием с последующим спека­нием (порошковой металлургией).

Жидкофазные процессы получения композиционных материалов заклю­чаются в пропитке упрочняющих волокон или нитевидных кристаллов, рас­положенных в определенной последовательности или беспорядочно, распла­вом материала матрицы.

Методы получения композиционного материала различаются между со­бой условиями пропитки волокон расплавом, проходящей:

• при нормальном давлении;

• в условиях вакуума (вакуумное всасывание);

• под давлением;

• в сочетании элементов вакуумной пропитки и литья под давлением.

К жидкофазному процессу следует отнести метод получения композиции направленной кристаллизацией из расплавов эвтектического состава. Важней­шим моментом получения качественного композиционного материала пропит­кой является хорошая смачиваемость упрочняющих волокон расплавом матри­цы. Возможности метода значительно ограничиваются высокой реакционной способностью материалов волокон в контакте с металлическими расплавами.

Газопарофазными способами наносят на армирующие волокна барьер­ные или технологические покрытия, обеспечивающие их защиту от разруше­ния при взаимодействии его с материалом матрицы. Их фазовый состав (ча­ще всего нитриды, бориды, оксиды, карбиды) выбирают исходя из физико-химической и термомеханической совместимости армирующих волокон и материала матрицы. Покрытия получают в результате либо разложения ле­тучих карбонильных соединений металлов, либо испарения металлов и спла­вов при термическом воздействии электронным лучом, ионными пучками. Низкая производительность методов не позволяет использовать их для пря­мого компактирования композиционных материалов.

Для этих целей используют метод газотермического плазменного напы­ления, обеспечивающий получение полуфабрикатов композиционных мате-

риалов. Плазменным напылением наносят покрытия из матричного материа­ла на армирующие волокна без существенного повышения их температуры. Прочность сцепления покрытия с основой определяется механическим сцеп­лением частиц напыляемого металла или сплава с шероховатой поверхно­стью, силами адгезии и химическим взаимодействием. Прочность связи плазменных покрытий значительно ниже, чем покрытий, получаемых метал­лизацией, испарением или конденсацией в вакууме.

Электролитические методы позволяют получать композиционные мате­риалы в результате осаждения матричного материала на нитевидные кри­сталлы и волокна, которые непрерывно находятся в контакте с катодом. Процесс протекает при низкой температуре и в отсутствие давления, что практически полностью исключает разрушение волокон и вредное влияние температурного фактора. Покрытие получается плотным, беспористым в том случае, если оно равномерно покрывает поверхность волокон и пространство между ними. Пористость наблюдается при использовании волокон бора, карбида бора или металлических волокон диаметром более 100 мкм.

Химические методы позволяют осаждать металлические покрытия на не проводящие ток упрочнители в виде нитевидных кристаллов (сапфир), а также на углеродные волокна (ленты, пряди). Металлическая пленка точно воспроизводит профиль волокна, и ее толщина легко контролируется пара­метрами технологического процесса. Сущность химического метода осажде­ния покрытий заключается в восстановлении ионов металлов на поверхности покрываемого вещества.

Методом химического осаждения получают покрытия толщиной до 30 мкм и более. Наиболее широко используют осаждения на упрочнители нике­ля, в меньшей степени меди, хрома, кобальта.

Свойства композиции наиболее полно реализуются в деталях и узлах с непрерывным расположением волокон. Целесообразно изготавливать детали из композиционного материала непосредственно в процессе производства композиции. Изготавливать детали и элементы конструкций из полуфабри­катов композиционных материалов в виде прутков, листов, труб, лент и т. п. затруднительно, и в этом случае не реализуются до конца преимущества композиционных материалов по сравнению с обычными.

10.3.4. Композиционные материалы с алюминиевой матрицей

Технический алюминий и его сплавы (АМц, АМгб, АД1, Д16, САП и др.) используют в качестве матриц композиционных материалов. Армирова­ние матриц выполняют высокопрочной стальной проволокой из сталей

(08X18Н9Т, 1Х15Н4АМЗ, ЭП322 и др.), бериллиевой проволокой и волок­нами бора, карбида кремния, углерода.

Композиции, упрочненные стальными проволоками, получают прокат­кой между валками прокатного стана до компактного состояния. Прокатке подвергают сэндвич из алюминиевой фольги и волокон. Режим прокатки определяется температурой, направлением и степенью деформации. Темпе­ратура разупрочнения стальных волокон определяет температуру прокатки композиции алюминий—сталь. Так, температура прокатки для композиции алюминий—сталь при использовании в качестве упрочнителя проволоки из стали 08X18Н9Т и 12Х18Н10Т. составляет 380—400 °С и 420—450 °С при использовании волокон из стали 15Х15Н4АМЗ и ЭП322, имеющих более высокую температуру разупрочнения (400 и 450 °С соответственно). На­правление деформации при прокатке выбирают под некоторым углом к на­правлению армирующих волокон, с тем чтобы избежать обрыва волокон при деформации в ходе продольной прокатки и искривления волокон при попе­речной прокатке.

Промышленностью освоен выпуск композита КАС-1. В качестве упроч­нителя применяют проволоку 1Х15Н4АМЗ диаметром 0,15 мм. Матрицей в этих композициях служит сплав АВ или САП-1. Механические свойства лис­тов композиционных материалов с алюминиевой матрицей, армированных стальной проволокой, приведены в табл. 10.8.

Таблица 10.8. Механические характеристики композиций с алюминиевой матрицей, армированной стальными проволоками

Материал матрицы	Наполнитель	Плотность, т/м3	Прочность, МПа	Модуль упругости £10~3, МПа
материал проволоки, МПа	количест­во, %
АД1 АМгб АМгб САШ	Х18Н9Т Х18Н9Т ЭП322 1Х15Н4АМЗ	7—24 5—20 5—25 40	3,1—3,9 2,9—3,7 2,9—4 4,8	160—465 390—630 420—1000	100 70—90 80—101

В результате армирования алюминиевой матрицы прочность компози­ции увеличивается в 10—12 раз при объемной доле упрочнителя до 25%. При увеличении объемной доли армирующего волокна до 40% временное сопротивление прочности композиции достигает 1700 МПа.

Алюминиевая матрица, армированная стальной проволокой (25—40%), по прочностным свойствам превосходит высокопрочные алюминиевые спла­вы и приближается к уровню аналогичных свойств титановых сплавов.

Прочность алюминиево-стальной композиции можно дополнительно повысить холодной пластической деформацией и закалкой с последующим старением, если матрицей служит алюминиевый сплав, упрочняемый терми­ческой обработкой.

При повышенных температурах прочность алюминиево-стальной ком­позиции превышает прочность теплостойких алюминиевых сплавов. Для работы при высоких температурах рационально в качестве матрицы исполь­зовать дисперсионно-упрочненные материалы типа САП.

Введение стальной проволоки в матрицу из САП увеличивает прочност­ные свойства композиции. Так, предел прочности композиции САП-1 с 15% проволоки Х18Н9 (ст, = 1750 МПа) при температуре 250 °С и 415—435 МПа в 2,3 раза больше, чем предел прочности САП-1 при тех же температурах, а при 350 °С — в 3,9 раза, при 500 °С — 5,6 раза.

Композиция САП-1—стальная проволока имеет удовлетворительную термическую стабильность микроструктуры при высоких температурах. На границе матрица — волокно при 450 °С в течение 150 ч под нагрузкой не происходит образования интерметаллических соединений.

Композиция А1—волокно бора отличается высокой прочностью и жест­костью и способна работать при 400—500 °С, поскольку бор мало разупроч-няется с повышением температуры.

Основная проблема при армировании алюминия волокнами бора — предотвращение взаимодействия бора с алюминием. Поэтому промышлен­ный композиционный материал (ВКА-1), содержащий 50% волокон бора, был получен диффузионной сваркой пакета, составленного из чередующихся листов алюминиевой фольги с закрепленными на них слоями борных воло­кон. Покрытие борного волокна нитридом бора или карбидом кремния (во­локно борсик) снижает его взаимодействие с алюминиевой матрицей даже в расплавленном состоянии. В этом случае открывается возможность получе­ния композиционного материала жидкофазными методами.

Увеличение объемного содержания бора увеличивает прочность и жест­кость композиции А1—В (табл. 10.9).

Таблица 10.9. Прочность и жесткость композиции AI—В в зависимости от содержания волокон бора

Содержание волокон бора, % (об.)
Прочность, МПа	70—140	300—380	500—650	700—900	900—1140	1100—1400
Модуль упругости £10~3,МПа					190—200	200—257

а., МПа 1000

£10~3,МПа

		ВКА-1
		"\Г~"~-----	- —
		АК4-1
■------------------ -	Оч/^Ч,	/ В95
		l.1___________	■

-250

■200

• 150

- 100

100 200 300 400 500 ', °С Рис. 10.14. Изменение предела прочности (--------) и модуля упругости (- - -) композиционного материала ВКА-1, сплавов В95 и АК4-1 от температуры

Прочность и модуль упру­гости материала ВКА-1 до тем­пературы 500 °С превосходят соответствующие характеристи­ки высокопрочного сплава В95 и сплава АК4-1 (рис. 10.14). Наи­более значительно преимущест­во композиционного материала при 250—400 °С. Модуль упру­гости материала ВКА-1 с повы­шением температуры меняется незначительно и составляет при содержании волокон бора 30 и 50% соответственно 136 000 и 228 000 МПа. Плотность мате-

.3

риала ВКА-1 — 2650 кг/м, а удельная прочность 45 км.

Предел прочности алюминия, армированного волокнами борсика, при 500 °С составляет 600 МПа. Прочность такой композиции при объемном содержании борсика 65% составляет 1600 МПа и сохраняется после дли­тельной выдержки (до 1000 ч) материала при 300 и даже 500 °С.

Композиционные материалы на алюминиевой основе, армирован­ные углеродными волокнами, уступают по удельной прочности (42 км) материалам, армированным борным волокном, хотя они дешевле и легче последних.

Производство композиционного материала с углеродным волокном свя­зано с большими технологическими трудностями вследствие взаимодействия углерода с металлической матрицей (в том числе и алюминиевой) при нагре­ве. В результате отмечается понижение прочности материала. Композиции А1 — углеродное волокно получают быстрым протягиванием пучка угле­родных волокон через расплав алюминия.

Попытки получить композицию алюминий — углеродное волокно дру­гими методами (диффузионная сварка, электроосаждение материала матри­цы) не дали положительных результатов из-за разрушения волокон при по­нижении давления.

Характеристики прочности алюминиево-углеродных композиций из-за большого разброса характеристик углеродных волокон, различия в техноло­гических режимах процессов производства полуфабрикатов и изделий из этого материала проявляются в широком диапазоне значений. При объемной доле упрочнителя 18—53% прочность композиции А1—углеродное волокно вдоль расположения волокон составляет от 150—400 до 500—1000 МПа, а модуль Юнга — (116—168)-10³ МПа.

Добиться улучшения свойств композиционного материала можно, со­вершенствуя технологию его изготовления.

Композиционные материалы с титановой матрицей армируют с целью увеличения модуля упругости и повышения рабочих температур. Производ­ство композиционных материалов с титановой матрицей связано с необхо­димостью нагрева до высоких температур, что резко активизирует способ­ность матрицы к газопоглощению и взаимодействию со многими упрочните-лями (бором, карбидом кремния, оксидом алюминия и др.).