Проанализировано поведение прессовок из смесей порошков металлов (Al, Ti) и переработанных отходов металло­обработки (Fe + Fe₂O₃ + C) в условиях вакуумного спекания при регулируемом нагреве для исследования возможности получения in situ металломатричных композиционных материалов с упрочняющими оксидными частицами. В качестве исходных материалов использованы порошки титана и алюминия с фракциями d < 160 мкм и <100 мкм соответственно, а также порошок переработанной стружки из стали размером менее 300 мкм. В результате проведенного эксперимента обнаружен неоднородный фазовый состав образцов, который исследовали с помощью рентгеновского дифрактометра XRD-6000 с CuK_α-излучением и оптического микроскопа «Axiovert 200MAT». Продемонстрировано существенное различие в поведении систем на основе алюминия и титана: первая система характеризуется ярко выраженным термическим пиком, а во второй – превращения идут в спокойном режиме. Предложена термокинетическая модель процесса, учитывающая стадийность превращений для обеих систем. Учтены металлотермические реакции и реакции образования интерметаллидов. Дана оценка формально-кинетическим параметрам реакций с помощью полуэмпирического подхода. Полученные параметры корректировались при сравнении с экспериментом. Модель реализована численно с помощью полунеявного метода Эйлера. Проверялись закон сохранения массы и неизменность числа атомов. Начальный состав образцов в расчетах варьировался (за счет учета присутствия кислорода, углерода и соотношения железа и оксида железа в стружке) таким образом, чтобы в результате синтеза получить состав продуктов, максимально приближенный к результатам эксперимента. Получено качественное соответствие теории и эксперимента.

Высокоэнтропийные сплавы на основе тугоплавких металлов (ТВЭС) (англ. RHEAs – refractory high-entropy alloys) обладают набором замечательных свойств – такими, как высокая прочность и термическая стабильность при высоких температурах. В состав этих сплавов входит ряд дорогостоящих тугоплавких элементов: Mo, Nb, Ta, W, Hf и др. Помимо высокой стоимости, получение ТВЭС характеризуется рядом технологических трудностей. Успешно действующие коммерческие технологии для никелевых жаропрочных сплавов здесь практически не применимы вследствие более высоких температур плавления компонентов и их высокой химической активности. Для решения этой проблемы в настоящей работе исследована возможность получения литых ТВЭС методом центробежной СВС-металлургии – одним из технологических направлений в области самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС). Используя данный метод, впервые были получены литые ТВЭС на основе базовой системы, состоящей из тугоплавких металлов Mo–Nb–Ta, легированные 3d-металлами (Cr, V, Zr, Hf) непосредственно (in situ) путем СВС. Показано, что кристаллизация слитков происходит из жидкого состояния, в котором обеспечивается гомогенное распределение элементов Mo–Nb–Ta–(Cr, V, Zr, Hf). Выявлено, что фазовый состав синтезируемых слитков ТВЭС зависит от сплавляемых компонентов. При совместном восстановлении металлов V (Nb, Ta, V) и VI (Cr, Mo) групп формируются практически однофазные сплавы, имеющие кристаллическую структуру ОЦК, характерную для металлов этих групп. Введение в 4-компонентный сплав MoNbTaCr элементов Zr и Hf, имеющих гексагональную кристаллическую структуру, приводит к существенному изменению фазового состава слитков с рефлексами ОЦК-фазы на дифрактограмме, где присутствуют интенсивные рефлексы ГЦК-фазы, а также слабые рефлексы двух ГПУ-фаз. Показано, что применение предлагаемого метода существенно упрощает сложную технологическую задачу по получению литых многокомпонентных ТВЭС заданного состава. Изучением окислительной стойкости полученных материалов установлено, что состав Mo–Nb–Ta–Cr–V наиболее перспективен для дальнейшего исследования и, в сравнении с другими составами, имеет хорошие показатели по жаростойкости, что делает данный материал конкурентоспособным для высокотемпературного использования.

Карбид кремния (SiC) и нитрид титана (TiN) относятся к широко используемым неоксидным керамическим материалам с малой плотностью и высокими значениями температуры плавления, твердости, износостойкости, жаропрочности, коррозионной стойкости. Однако керамика из однофазного карбида кремния имеет ряд недостатков, препятствующих ее более широкому применению. Наиболее важная причина создания композиционной керамики TiN–SiC заключается в добавлении электропроводной фазы TiN в неэлектропроводную фазу карбида кремния для существенного снижения его высокого удельного электрического сопротивления с улучшением при этом спекаемости, физических и механичес­ких свойств композиционной керамики на основе SiC. Работа посвящена усовершенствованию простого энерго­сберегающего метода азидного самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) композиций высокодисперсных (<1 мкм) порошков TiN–SiC из смесей исходных порошковых реагентов (шихт) азида натрия (NaN₃), титана, кремния и углерода за счет использования активирующей и карбидизирующей добавки порошкового политетрафторэтилена (ПТФЭ). Эти шихты в насыпном и прессованном виде сжигались в реакторе с давлением газообразного азота 3 МПа. Измерялись максимальное давление и выход твердых продуктов горения. С применением сканирующей электронной микроскопии и рентгенофазового анализа определялись морфология и фазовый состав продуктов горения. Использование добавки ПТФЭ позволило устранить недостатки традиционного азидного СВС композиций TiN–SiC с применением галоидных солей (NH₄)₂TiF₆, Na₂SiF₆ и (NH₄)₂SiF₆. При сохранении высокой дисперсности синтезированных композиций порошков TiN–SiC их фазовый состав стал значительно ближе к теоретическому составу, существенно увеличилось содержание карбида кремния в синтезированном продукте TiN–SiC при уменьшении содержания или полном устранении примеси побочной фазы нитрида кремния Si₃N₄.

Представлены результаты исследования структуры и физико-механических свойств дисперсно-упрочненных композиционных материалов на основе алюминия с различным содержанием упрочняющей фазы ZrC, полученных методом порошковой металлургии. Согласно картам распределения химических элементов наполнителя и значениям твердости, частицы карбида циркония распределены в матрице равномерно. Изучено влияние времени перемешивания (от 1 до 2 ч) и усилия прессования (от 636 до 1910 МПа) на плотность, пористость и свойства образцов. С повышением количества частиц карбида циркония механические свойства композита улучшаются. Отмечена корреляция плотности, пористости, твердости и прочности композитов. Показано, что увеличение времени спекания практически не оказало влияния на плотность и пористость образцов. После спекания твердость образцов уменьшается вследствие отжига. Кроме того, скопления частиц ZrC на границах зерен могут ослабить химическую связь между алюминием и материалом наполнителя. В исследуемых композитах упрочнение происходит за счет следующих механизмов: передача активной нагрузки от матрицы к арматуре; усиления Орована; возникновение внутренних термических напряжений из-за разницы в коэффициентах теплового расширения между армирующими частицами и фазой матрицы. Эффективная передача нагрузки между пластичной матрицей и частицами жесткой керамической арматуры при испытаниях на сжатие происходит при наличии хорошего межфазного контакта между матрицей и арматурой. Взаимодействие между дислокациями и армирующими частицами увеличивает прочность композиционных материалов в соответствии с механизмом Орована. Благодаря наличию в матрице дисперсных частиц армирования, при взаимодействии дислокаций с армирующими частицами образуются дислокационные петли.

Композиционная керамика на основе оксида алюминия, содержащая гексаалюминат бария, является перспективной для применения в различных областях промышленности, в том числе для изготовления сменных режущих пластин. Работ, в которых отмеченные материалы получены электроискровым спеканием, практически не наблюдается. Целью данного исследования являлась оценка влияния температуры электроискрового спекания на структуру и свойства керамики на основе оксида алюминия, содержащей гексаалюминат бария. Исследуемые материалы получены из высокодисперсных порошков оксида алюминия и оксида бария путем совместного диспергирования спиртовых суспензий, их сушки и последующего электроискрового спекания при температурах (t_с) 1500, 1550 и 1600 °С. Проводили рентгенофазовый анализ, исследования структуры методом растровой электронной микроскопии, оценку кажущейся плотности и открытой пористости методом гидростатического взвешивания. Оценивали твердость по Виккерсу и трещиностойкость методом индентирования. Зафиксировано формирование фаз α-Al₂O₃ и Ba_0,83Al₁₁О_17,33. Относительная плотность от теоретической алюмооксидной керамики без добавок составляет 99,72 ± 0,3 %, при формировании гексаалюмината бария – 92,45 ± 0,5 %. Средний размер зерен оксида алюминия в материале без добавки находится в диапазоне 4,27 ± 1,80 мкм, а при формировании 15 мас. % гексаалюмината бария – 1,49 ± 0,80, 1,89 ± 0,85 и 1,60 ± 0,63 мкм при t_с = 1500, 1550 и 1600 °С соответственно. Размеры пластин гексаалюмината бария с ростом температуры спекания увеличиваются. При t_с = 1500 °С их длина составляет 2,45 ± 0,22 мкм, а при t_с = 1600 °С – 5,23 ± 0,46 мкм. Наиболее высокое значение критического коэффициента интенсивности напряжений (5,00 ± 0,10 МПа·м^1/2) зафиксировано для материала, содержащего гексаалюминат бария и спеченного при t_с = 1550 °С, твердость такого материала составляет 2070 ± 43 HV₂.

Покрытия из карбида титана (TiC) создавали на поверхности графитовых изделий посредством дешевого «жидкофазного» способа, включающего нанесение жидкой реакционной смеси на основе TiO₂ и ее последующий карботерми­ческий отжиг в вакууме при температуре 1900 °С. В качестве основы для нанесения защитного покрытия выбраны типовые марки конструкционных графитов, используемых в промышленности для создания элементов высокотемпературной графитовой арматуры (ГМЗ, МПГ-6 и И-3).  Полученные поликристаллические пленки карбида титана (структурный тип NaCl) характеризовались ростовой аксиальной текстурой [111] и наличием «температурных» механических напряжений, зависящих от марки графита, вследствие разности температурных коэффициентов линейного расширения между карбидом титана и графитовой основой. Типовые толщины покрытий составляли 10–20 мкм. Графитовые компоненты с покрытием TiC успешно протестированы в условиях высокотемпературного процесса синтеза монокристаллов карбида кремния. Проведена оценка трибологических свойств покрытий. Использование наиболее плотных разновидностей изостатического графита (И-3) является предпочтительным вследствие формирования двумерной плотной структуры защитного слоя на поверхности графита.

Данная статья является продолжением работы по исследованию образцов из порошка α-SiC, получаемых по технологии селективного лазерного спекания (СЛС) [1]. Рассматриваются гидростатическая плотность, а также микроструктура поверхности и внутренних сечений пористых заготовок и уплотненных с помощью постобработки. Проведена апробация двух способов постобработки для повышения плотности пористых заготовок. Первый способ – уплотнение за счет силицирования, так называемой пропитки расплавом кремния (LSI), или жидкофазной пропитки. Второй способ уплотнения является гибридным из-за сочетания метода пропитки полимером пористой заготовки с последующим пиролизом и силицированием – так называемый PIP метод, совмещенный с LSI. Для стандартных методов прессования гибридная обработка PIP + LSI позволяет сформировать повышенную долю карбида кремния в материале по сравнению со способом LSI, что благоприятно сказывается на механических и теплофизических свойствах. По результатам исследований установлена зависимость содержания фаз SiC, Si, С в материале и относительной плотности от количества циклов пропитки, пиролиза и способа постобработки. Образцы изготавливались с различной высотой единичного слоя – 30 и 50 мкм. Образцы с высотой слоя 30 мкм имели бόльшую начальную плотность, чем образцы со слоем в 50 мкм, а также требовали 2–3 пропитки для насыщения углеродом, в отличие от 4–5 пропиток во втором случае (50 мкм). Финальная плотность образцов при высоте слоя 30 и 50 мкм находилась примерно на одном уровне – не более 2,88 г/см³. Для образцов, прошедших только стадию силицирования, плотность составила 2,52–2,65 г/см³, что меньше, чем у образцов после полного цикла постобработки. Разница плотности образцов не связана с пористостью – напротив, пористость меньше в образцах после LSI. По результатам количественного микроструктурного анализа разница плотности обусловлена в 2 раза бόльшим содержанием свободного кремния, который имеет плотность ниже, чем у SiC, снижая тем самым общую плотность LSI-образцов.