Керамико-металлические композиты (керметы) на основе многокомпонентных фаз являются новейшим направлением исследований в области высоко- и среднеэнтропийных материалов. Как и традиционные керметы, они состоят из керамических зерен и связки (чаще всего металлической), при этом хотя бы одна из этих фаз является высоко- или среднеэнтропийным твердым раствором 3 и более компонентов в сопоставимых концентрациях. В настоящей работе впервые исследована возможность получения кермета (100 – x)TiC + xCoCrNi в диапазоне x = 0÷60 мас. % методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС). Показано, что размер частиц связки CoCrNi, которые добавляются в порошковую реакционную смесь, существенно влияет на закономерности горения и структурообразование материала. При использовании крупных гранул (~1,5 мм) скорость горения выше по сравнению с горением смесей с мелкой связкой при одинаковых химическом составе и температуре горения. Относительная разница в средней скорости горения возрастает от 30 до 100 % с увеличением содержания связки от 10 до 40 мас. %. Этот эффект возникает благодаря прохождению волны горения по реакционной смеси Ti + C между гранулами и находит объяснение в предположении тепловой микронеоднородности реагирующей среды. Использование более мелкого порошка CoCrNi (~0,2÷0,5 мм) позволяет получить однородную макроструктуру продуктов СВС без крупных трещин и сколов и более мелкозернистую микроструктуру. При этом наблюдается взаимодействие связки с формирующейся в волне СВС керамической фазой TiC, что выражается в зависимости параметра кристаллической ячейки карбидной фазы от содержания связки. Полученные результаты могут быть использованы для управления микроструктурой и фазовым составом многокомпонентных керметов, получаемых методом СВС.

В работе исследовано влияние механической активации (МА) порошков титана и бора в шаровой мельнице на процесс горения в композиции Ti + 2B. Получены экспериментальные зависимости температуры и скорости горения шихтовых образцов, спрессованных из исходных и активированных реагентов. Показано, что зависимости этих параметров от плотности прессованных образцов имеют ярко выраженный максимум. Установлено, что с ростом плотности шихтовых прессовок повышение температуры горения обусловлено увеличением площади контакта между частицами титана и бора (Ti–B), а ее снижение – с увеличением площади контакта между частицами титана (Ti–Ti). Установлено, что МА оказывает разнонаправленное действие на реагенты: она снижает удельную поверхность порошка Ti, уменьшая площадь контакта Ti–B, но одновременно разрушает аморфную структуру бора, диспергируя его агломераты, что увеличивает реакционную поверхность. Результирующим эффектом является повышение максимальной температуры горения до 2900 °C. Экспериментально обнаружено, что при уплотнении выше давления 30 МПа порошок бора после МА способен проявлять пластические свойства, что позволило консолидировать порошковые смеси Ti + 2B до плотности 0,7–0,8. Обнаружена корреляция между уровнем электрического сопротивления и температурой горения: максимальные значения температуры горения соответствовали уровню удельного электросопротивления шихтовых прессовок R ≈ 10^5,0 – 10^5,5 Ом·см, ниже которого температура горения снижалась, что связано с увеличением площади контактной поверхности между частицами титана.

В работе рассмотрено влияние добавок порошков Si, Al, Cu и Cr к стехиометрическому составу шихты 3Ti–Si–2C (ат. %) при получении МАХ-фазы Ti₃SiC₂ в режиме самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) на воздухе в засыпке из песка без применения закрытого реактора и специальной атмосферы или вакуума. Показано влияние частичной или полной замены элементных порошков шихты Ti и Si на TiSi₂ на выход Ti₃SiC₂. Проведен анализ микроструктуры полученных СВС-продуктов с помощью растрового электронного микроскопа с приставкой для энергодисперсионной спектрометрии. Исследованы качественный и количественный фазовые составы порошковых СВС-продуктов с помощью рентгеновского дифрактометра. Установлено, что добавка 0,1 моль порошка кремния к стехиометрическому составу шихты увеличивает количество MAX-фазы Ti₃SiC₂ в продукте до 70 % от объема. Введение 0,1 моль Al-порошка в исходную шихту приводит к уменьшению количества Ti₃SiC₂ до 39 % от объема и появлению новой фазы TiAl. При этом совместный избыток кремния вместе с добавкой 0,1 моль Al в системе 3Ti–1,25Si–2C + 0,1Al существенно повышают содержание Ti₃SiC₂ до ⁓89 об. %. Установлено, что при синтезе в системе TiSi₂–C в продуктах реакции доля МАХ-фазы уменьшается, а количество побочных фаз возрастает. Максимальное содержание Ti₃SiC₂ в продукте при синтезе в системе TiSi₂–C достигает 56 % от общего объема. При увеличении количества TiSi₂ до полной замены элементного кремния в исходной шихте 2,5Ti–0,5TiSi₂–2C доля МАХ-фазы Ti₃SiC₂ в продукте падает до 20 %.

В ходе работы осуществлен синтез керамики на основе иттрий-алюминиевого граната (YAG), легированного атомами рутения. Порошок-прекурсор получен методом соосаждения. Легирующий агент в виде хлорида рутения (III) вводили на разных технологических стадиях: в ходе синтеза порошков-прекурсоров и на этапе деагломерации керамичес­кого порошка, с формированием двух серий образцов. Методом рентгенофазного анализа изучали фазовый состав готовой керамики. Согласно полученным данным присутствие вторичных и примесных фаз не выявлено. С помощью дифферен­циально-термического анализа установлено снижение катионной однородности порошка-прекурсора. При введении рутения в структуру граната наблюдалось смещение экзотермического пика его кристаллизации в сторону больших температур. Спекание образцов керамик осуществляли при температуре 1815 °С в течение 20 ч с последующим отжигом на воздухе при t = 1500 °С, τ = 2 ч. При определении оптических характеристик керамических материалов было установлено, что способ введения лигатуры приводит к изменению показателя светопропускания, а также снижению энергии запрещенной зоны. Показатель светопропускания керамики на длине волны 1100 нм для нелегированного иттрий-алюминиевого граната составил 77,04 %, а для керамических образцов, содержащих рутений, этот показатель снизился до 65,1 и 74,5 % в зави­симости от способа введения примесных ионов. Энергию запрещенной зоны образцов рассчитывали из дифференциальных спектров поглощения: ширина запрещенной зоны для чистого граната составила 4,92 эВ, а для легированного – она снизилась до минимального значения 4,4 эВ.

Проведены исследования, направленные на получение алюмоматричных композитов, армированных частицами аморфного микрокремнезема. Установлена возможность получения материалов системы Al–5SiO₂ (мас. %) с использованием методов литья с интенсивным перемешиванием и полутвердого металлического литья. Наибольшую эффективность продемонстрировал второй способ с последующей жидкой штамповкой. Показана возможность использования магния в качестве поверхностно-активной добавки, способствующей удалению кислорода с поверхности дисперсных частиц и улучшению механических свойств композиционного материала в процессе термообработки. Полученный композит имеет равномерное распределение дисперсных частиц микрокремнезема в объеме металла, обладает твердостью, коррозионной стойкостью и удельным весом, превосходящими аналогичные характеристики исходного алюминиевого сплава. Таким образом, полученные с использованием разработанной технологии материалы могут быть востребованы во всех сферах транспортного машиностроения, а также в отраслях авиационной и космической промышленности.

В литературных источниках последних лет достаточно широко рассмотрены свойства и структура керамико-металлических композитов (керметов) системы TiC–Cu. Однако условия их образования в большинстве своем затрагивают случаи введения частиц TiC в перегретый расплав Cu. В данной работе образцы синтезировались на открытом воздухе без применения тиглей-реакторов путем сочетания термитной реакции для получения расплава меди, последующей инфильт­рации пористой порошковой шихты Ti + C расплавом и инициации ее горения самораспространяющимся высокотемпературным синтезом (СВС) карбида титана. В результате образовывался кермет состава TiC–Cu. Представлен анализ влияния добавки меди в СВС-шихту Ti + C и давления ее прессования на полноту пропитки медным расплавом, полученным в результате горения медной термитной смеси. Также рассмотрено влияние вышеизложенных факторов на структуру синтезируемого кермета. Проведены исследования по синтезу керметов TiC–Cu при введении 5, 10, 15 мас. % Cu в СВС-шихты, спрессованные под давлением 22, 34, 45, 56, 69 МПа. Полнота инфильтрации определялась по внешнему виду шлифа сечения кермета, микроструктуре и составу. Определены оптимальные условия, при которых получаются композиты с наибольшей плотностью, наименьшим количеством дефектов структуры, заданным фазовым составом и высокими механическими характеристиками. Исследованы микроструктура, состав и физико-механические свойства (плотность, твердость по Бринеллю, прочность при сжатии) новых композитов. Установлено, что наибольшие полнота пропитки и плотность полученных образцов TiC–Cu достигаются при добавке меди в СВС-шихту в количестве 10 мас. % и давлении прессования СВС-шихты 45 МПа. Показано, что с увеличением доли меди в шихте возрастают значения механических свойств (твердость, предел прочности на сжатие).

Коррозия является одной из главных причин выхода из строя нефтегазового оборудования. Помимо уменьшения его срока службы, она оказывает влияние на безопасность при его эксплуатации. В настоящее время добыча нефти в РФ осложнена обводнeнноcтью скважинной продукции, что в значительной степени интенсифицирует процессы коррозии. Применение внутренних полимерных покрытий трубопроводов частично решает данную проблему, однако доля отказов, связанных с коррозией, до сих пор остается на высоком уровне. Для эффективной протекторной защиты нефтепроводов с использованием полимерных покрытий необходимо понимание механизмов их разрушения, в том числе в приближенных к реальным условиях эксплуатации. Это позволит находить эффективные решения, способствующие поддержанию эксплуатационного фонда нефтяных скважин в работоспособном состоянии. В настоящей работе описаны основные механизмы разрушения полимерных покрытий на металлических поверхностях, в том числе при их эксплуатации в агрессивных средах. Выделены основные факторы, обуславливающие разрушение покрытий нефтепроводов: диффузия и абсорбция молекул воды внутри полимерной матрицы; нарушение связей внутри полимерной сети покрытия; отслоение покрытий из-за потери адгезии между ним и металлом; межфазная коррозия; катодное отслоение; образование пузырей; эрозионные процессы. Приведены результаты исследования различных антикоррозионных покрытий нефтепроводов на эпоксиноволачной основе после эксплуатации на месторождениях. Продемонстрированы изображения покрытий на различных этапах разрушения. Цель работы заключалась в обобщении механизмов разрушения полимерных покрытий на металлах в различных условиях и уточнении стадийности разрушения покрытий нефтепроводов.