За последние годы возрос интерес к свойствам сплавов вольфрама в тонких сечениях, как к материалу для армирующих волокон в КМ. Свойства традиционных сплавов ПМ, используемых в виде тонких нитей в электронике, светотехнике и других отраслях, таких как вольфрам с алюмокремнещелочными присадками (Ва, AKS), торированный вольфрам (ВТ) хорошо изучены. Эти сплавы характеризуются вы-кой температурой начала собирательной рекристаллизации (~2000°С) и специфической "стапельной" или "бамбуковой" структурой, состоящей из вытянутых вдоль оси проволоки тонких рекристаллизованных зерен.
Очевидно, по аналогии с молибденом, следует ожидать существенного увеличения характеристик кратковременной прочности сплавов вольфрама в тонких сечениях путем азотирования, за счет образования нитридов или более сложных соединений.

Для повышения высокотемпературной прочности вольфрама твердорастворное легирование используется в ограниченных пределах: это преимущественно сплавы с 0,3-4 или 25-30% (по массе) Mo, Re. Ниобий или тантал настолько ухудшают пластичность и технологичность, что практически не применяются или вводятся в ограниченных пределах <0,3-0,5% (по массе) в сплавы с Ме^С. Анализ концентрационных зависимостей предела прочности ряда сплавов в рекристаллизованном состоянии показал, что при 1000-2000 °С эффект упрочнения при введении равных количеств легирующих элементов в твердый раствор возрастает в ряде Мо и Re, Та и Nb, Hf, Zr, т.е. по мере увеличения разницы в атомных радиусах по отношению к вольфраму. Однако в чистом виде твердорастворное упрочнение реализуется только в сплавах с низким < 0,005 % (по массе) содержанием углерода.

Температура начала рекристаллизации особочистого монокристаллического вольфрама составляет 850-900 °С (0,3-0,35 ТПЛ), вольфрама ВП с «0,01 % (по массе) С и «0,005 % (по массе) О ~1300°С (0,42 Гпл). Легирование некарбидообразующими рением и осмием до 10% (по массе) повышает /р до 1550-1600°С независимо от содержания углерода в сплаве до 0,5% (по массе). Твердорастворное легирование 3-10% (ат.) N6, Та, Ъх, Ш сплавов с минимальным «0,005 % (по массе) содержанием углерода повышает /", до 1550-1600 °С, а при 1800-2000 °С в этих сплавах начинается собирательная рекристаллизация. Максимальные г" = 1750+2000 °С имеют сплавы W-C с Hf и Zr, в которых образуются карбиды AнeIVC.

Установлено, что введение до 0,6 % (объемн.) ZrC. HfC способствует формированию более дисперсной ячеистой (субзеренной) структуры с более высокой плотностью дислокаций в объеме зерна, в результате чего у сплавов с карбидным упрочнением Тх ниже, чем у сплавов, в матрицу которых карбиды не вводились. Дорекристаллизационный 1-ч отжиг (степень рекрисхаллизации 10+90%) мало меняет Тх сплавов, тогда как З-ч рекристаллизация при .2000 °С повышает Тх сплавов до 400-500 °С вследствие перераспределения примесей, блокировки примесями внедрения дислокаций, образовавшихся при деформации, перестройки дислокационной структуры, уменьшения плотности дислокаций и образования сегрегации или избычтоных фаз элементами внедрения на границах зерен., Введение тугоплавких фаз типа карбидов MelvC или оксидов Ме1 02, Ме\и03 стабилизирует структуру деформированного металла до более высоких температур, что приводит к снижению начала рекристаллизационного охрупчивания сплавов. Но следует иметь в виду, что длительная работа при температурах выше, сводит на нет улучшение пластичности, достигнутое в результате создания благоприятной структуры при ТМО. Кроме того, в реальных конструкциях часто необходимы детали больших сечений, 7"х которых выше комнатной температуры. В связи с этим большое значение приобретают оценка работоспособности материала при температурах ниже 7"х и изыскание способов создания структур с высоким сопротивлением хрупкому разрушению.

При разрушении сплава с ~ 1-2 % (объемн.) MeIVC происходит ветвление трещины на межфазной границе W/MeC, что увеличивает работу распространения трещины в области температур вязко-хрупкого перехода и снижению Тх. Дисперсные частицы тугоплавких оксидов (Th02, Y2O3) также обеспечивают снижение Гхи улучшение обрабатываемости материала (в том числе резанием), за счет уменьшения длины полосы скольжения и затупления вершины трещин на межфазной границе вольфрам - оксид. Обобщенные данные о влиянии разного рода легирующих элементов-на Тх отожженных сплавов вольфрама, из которого видно, что введение тугоплавких, термодинамических стабильных фаз внедрения, образующих дисперсные, устойчивые против огрубления при нагреве, прочно связанные с матрицей и высоко прочные дисперсные включения ~0,1-0,3 % (по массе) ZrC, HfC в вольфраме ВП и ПМ, а также образование эвтектической составляющей в сплавах систем W-Ta-С и W- Nb-C приводит к снижению Тх. Твердорастворное легирование (Та, Nb) приводит к повышению 7"х и упрочнению твердого раствора. Введение 0,5-4% (по массе) Re в вольфрам или в сплавы с 1-4% (по массе) Мо, 0,1-0,3% (по массе) ZrC, HfC приводит к снижению Тх.