Приведены результаты исследования влияния режима спекания, морфологии и химического состава порошков алюминия (марок АСД-1 и ПА-1), а также содержания легирующей добавки (Cr) на закономерности процесса спекания, структуру и физико-механические свойства порошковых тел системы Al–Cr с концентрацией хрома 2,5–20 ат.% при жидкофазном спекании при температурах 700–900 °С. Подобран режим спекания, обеспечивающий получение порошковых тел с сохранением исходной формы. Установлено, что применение порошка алюминия марки АСД-1 позволяет получать более плотные брикеты практически во всем исследованном диапазоне температур спекания и обеспечивает лучшую спекаемость прессовок, что объясняется его более чистым химическим составом, дисперсностью и сферической формой зерен. Сплавы состава Al–(2,5÷7,5) ат.% Cr, спеченные при температуре 700 °С, показали наилучшие физико-механические характеристики из всех исследованных образцов.

На основе термодинамических и экспериментальных исследований реакций восстановления соединений тантала натрием из расплавов, содержащих комплексные оксифторидные соединения тантала, отобраны вещества (K2Ta2O3F6, K3TaOF6, K2TaOF5 и KTaOF4), наиболее пригодные для использования в качестве кислородсодержащих добавок при натриетермическом получении высокодисперсного танталового порошка. Применение указанных соединений позволяет получать порошки тантала с удельной поверхностью на уровне 3–5 м2/г, что в 8–10 раз выше, чем у порошков, приготовленных в тех же условиях при восстановлении K2TaF7. Показано, что полученные порошки тантала могут быть востребованы в качестве исходного материала для создания конденсаторного порошка с зарядом 70000–100000 мкКл/г.

Методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) получен карбид бора в интервале составов от 5 до 30 ат.% углерода. Введение в реакционную смесь инертной (MgO) и активной (Mg(ClO4)2) добавок приводит к изменению параметров процесса – температуры и скорости горения. Установлено, что в зависимости от условий синтеза метрика элементарной ячейки карбида бора претерпевает существенные изменения. Степень воздействия на кристаллическую структуру режима СВС растет с уменьшением доли углерода в структуре карбида бора. Наблюдаемая закономерность связана с многовариантностью упорядочения атомов углерода в нестехиометрическом карбиде бора. Для стехиометрического карбида бора влияние условий синтеза на метрику ячейки не наблюдается, что связано с насыщением структуры углеродом. Показано, что изменение температуры горения при СВС карбида бора одинакового состава приводит к вариативности структурных параметров, отражая влияние условий синтеза на кристаллическую структуру материала.

Методами рентгеноспектрального микроанализа и растровой электронной микроскопии впервые систематически изучены закономерности процессов растворения, фазо- и структурообразования, протекающих при взаимодействии двойных карбидов (Ti1–nMen IV,V)С с Ni–25%Mo-расплавом (t = 1450 °C, τ = 1 ч, вакуум 10–1 Па). Выяснена роль каждого легирующего металла в процессах формирования состава и микроструктуры исследованных композиций. Установлено, что легирующие металлы IV группы (Zr и Hf) практически не входят в состав образующейся K-фазы (карбида Ti1–nMonCх), поэтому отсутствует зависимость ее состава от их концентрации в двойном карбиде. В отличие от циркония и гафния легирующие металлы V группы (V и Nb) активно участвуют в процессе формирования K-фазы, однако зависимости состава K-фазы и металлической матрицы от содержания ванадия и ниобия в исходном карбиде носят в этом случае противоположный характер. Предложено объяснение причин этих отличий.

Исследована макроструктура пеноникеля пористостью 20, 30, 45 и 60 ppi методом рентгеновской томографии при напряжении U = 300 кВ, токе I = 300 мА, времени экспозиции texp = 354 мс; число кадров составляло 2500 шт. Установлено, что реальные параметры пор отклоняются от теоретических. Показано, что чем выше пористость, тем равномернее размер пор. Рентгеновская томография позволяет оценивать такой показатель, как толщина стенки между порами, который ранее не учитывался. Выявлено, что однородность по размерам толщины стенок снижается по мере повышения пористости образца. Представленные результаты позволяют рекомендовать рентгеновскую томографию как метод исследования и контроля пеноматериалов, порошков и различных спеченных материалов, а полученные данные могут быть использованы для создания реальных трехмерных моделей.

Приведены результаты исследования микроструктуры и микротвердости чугуна (нирезиста) ЧН16Д7ГХ после лазерного легирования путем внедрения частиц титана в расплав. Обработку осуществляли с использованием волоконного лазера с пучком, сфокусированным в пятно диаметром 0,2 мм, при мощности излучения 1 кВт и скорости движения лазерного луча 10–40 мм / с. Титан растворяется в расплаве чугуна, и при охлаждении в структуре образуются частицы TiC. Коэффициент использования порошка титана возрастает при увеличении размеров зоны оплавления и достигает в лучшем случае величины 50 %. Модифицированный слой имеет композитную структуру с металлической матрицей и сравнительно равномерным распределением частиц карбида титана. Микротвердость модифицированной зоны составляет 600–700 HV. Дальнейшему ее росту препятствует тот факт, что часть углерода в ходе лазерного плавления удаляется из зоны расплава в составе выделяемого в процессе бурого дыма. Поэтому при увеличении подачи титана вместо повышения содержания TiC формируется фаза Лавеса (TiFe2). Приведены экспериментальные данные о закономерностях потери массы образцов, вызванной удалением вещества из зоны расплава, в зависимости от параметров лазерного оплавления.

Методом магнетронного распыления получены покрытия TiCaPCON–Ag с содержанием серебра 1,0 и 2,5 ат.%. Для их нанесения были использованы два типа подложек с различной шероховатостью: полированный титан (среднее значение шероховатости Ra = 20 нм) и поверхность, модифицированная импульсной электроискровой обработкой (Ra = 8 мкм). Структурные исследования показали, что введение в состав покрытий серебра приводит к формированию на их поверхности наночастиц размером 5–10 нм. Методом масс-спектрометрии с индуктивно-связанной плазмой изучена кинетика выхода серебра из покрытий в физиологический раствор. Показано, что за счет изменения шероховатости поверхности подложки и содержания серебра в покрытии можно контролировать и регулировать выход ионов серебра в биологическую среду.

Исследовано влияние содержания олова на структуру и твердость сплавов Sn–Cu–Co и Sn–Cu–Co–W, применяемых в качестве связок алмазно-абразивных инструментов. Связки получали методом композиционной пайки: порошковые компоненты смешивали с органическим связующим и наносили на стальную основу. Спекание проводили при температурах 820–1100 °С. Строение металлических связок исследовали методами рентгенодифракционного и микрорентгеноспектрального анализа. Кроме того, измеряли микротвердость структурных составляющих и макротвердость связок. Установлено, что с увеличением содержания олова твердость металлических связок линейно возрастает вследствие повышения количества твердых интерметаллидных фаз в их структуре. Для связок Sn–Cu–Co–W определено оптимальное содержание олова, обеспечивающее высокую твердость (96–98 HRB) и отсутствие в их структуре легкоплавких высокооловянистых интерметаллидов.

Изучено влияние режимов механического активирования на геометрические, энергетические и химические параметры активации глинозема, применяемого в качестве компонента противопригарных покрытий. Проведенные исследования позволили определить наиболее рациональные режимы обработки с использованием планетарно-центробежной мельницы АГО-2: время активации 20 мин при соотношении материал : шары, равном 1 : 3. Установлены зависимости среднего размера частиц, общей поверхности и изменения их фазового состава от условий активации. Показано, что после обработки средний размер частиц глинозема уменьшается с 3,2 до 1,6 мкм при увеличении их общей поверхности от 31·103 до 61·103 см2/см3. Также наблюдается уширение рентгеновских линий без уменьшения их интенсивности, следовательно, в ходе активации при распаде гиббсита γ-Al2O3 новые фазы не образуются. В механоактивированном глиноземе представлены две фракции: исходный α-Al2O3, имеющий размеры кристаллитов порядка 1 мкм (что соответствует его весьма узким линиям на рентгенограммах исходного глинозема), и мелкодисперсный α-Al2O3 с размерами кристаллитов примерно 0,1 мкм (что обычно отвечает начальной стадии уширения линий фазы), образовавшийся в результате распада гиббсита.