В работе исследованы зависимости скорости горения и изменения относительной длины образцов в процессе горения от давления окружающей атмосферы и времени термовакуумной обработки (ТВО) для смеси Ti + 0,5C. Показано, что ТВО смеси Ti + 0,5C значительно (двукратно) увеличивает скорость горения, а также величину усадки образцов. Усадка образцов происходит под действием сил поверхностного натяжения из-за наличия достаточного количества жидкой фазы в продуктах, обеспечивающих их низкую вязкость. Ранее не удавалось получить прессованные образцы из механически активированной (МА) смеси Ti + C из-за их низкой прочности, а следовательно, не было возможности изучить закономерности их горения. Для решения этой проблемы было использовано предварительное гранулирование исходной смеси Ti + 0,5C перед МА и в результате впервые получены зависимости скорости горения и изменения длины образцов после горения от времени МА. Показано, что механическая активация уменьшает скорость горения смеси и вызывает значительный (трехкратный) рост длины образцов после горения. После ТВО скорость горения МА-смесей приближается к скорости горения исходных смесей при том же времени ТВО. После ТВО сохраняется небольшой рост (в пределах 8 %) образцов конденсированных продуктов реакции из МА-смеси. По результатам рентгенофазового анализа образования продуктов реакции в ходе МА не выявлено. В продуктах горения всех смесей (исходной, активированной и из активированных гранул) присутствуют фаза Ti2C и следы Ti. Рентгенограммы исходной и МА-смесей показывают уширение пиков интенсивности и уменьшение отношения интенсивностей пиков и фона после МА, что свидетельствует о повышении дефектности кристаллической структуры компонентов смесей. Этот эффект усиливается с увеличением времени активации. На основании конвективно-кондуктивной модели распространения волны реакции дано объяснение полученным в работе результатам.

В современной технике спеченные твердые сплавы имеют очень большое значение. Трудно назвать отрасль промышленности, в которой в той или иной мере не использовались бы твердые сплавы. Уникальные свойства по твердости, прочности, износостойкости, окалино- и жаропрочности, коррозионной стойкости позволяют применять твердосплавные изделия в качестве режущего инструмента, при бурении нефтяных скважин, в горно-обрабатывающей промышленности, при бесстружковой обработке металлов, в военной, атомной и космической технике, измерительном инструменте, вакуумной и электротехнической технике, для получения синтетических алмазов и др. В настоящей работе представлен обзор этапов появления и развития производства отечественных твердых сплавов. Показан вклад отечественных ученых в разработку различных марок твердых сплавов и становление их производства. Отмечена выдающаяся роль проф. Г.А. Меерсона в вопросе развития твердосплавной промышленности. Приведены результаты исследований многих ученых из России и стран СНГ из таких институтов, как Всероссийский научно-исследовательский институт твердых сплавов (г. Москва), Украинский институт материаловедения (г. Киев), Институт сверхтвердых материалов (г. Киев), Уральский филиал РАН (г. Кировоград), Уральский политехнический институт (г. Екатеринбург), Томский политехнический институт (г. Томск), Белорусский институт порошковой металлургии (г. Минск), Институт металлургии и материаловедения (г. Москва), Институт структурной макрокинетики и проблем материаловедения РАН (г. Черноголовка, Московская обл.).

Методами рентгеноспектрального микроанализа и растровой электронной микроскопии впервые систематически изучено влияние легирования карбонитрида TiC0,5N0,5 переходными металлами V группы (V, Nb, Ta) на механизм контактного взаимодействия с расплавом Ni–25%Mo (Т = 1450 °С, τ = 1 ч, вакуум 5·10–2 Па). Установлено, что процесс растворения однотипных карбонитридов Ti1–nMeV nC0,5N0,5 (n = 0,05) является инконгруэнтным (в расплав преимущественно переходят легирующий металл и углерод), при этом в ряду легирующих металлов V – Nb – Ta относительная скорость и степень инконгруэнтности процесса растворения карбонитридов изменяются немонотонно. Предложено объяснение обнаруженных эффектов. Проанализирована причинно-следственная связь между исходным составом карбонитрида Ti0,95MeV 0,05C0,5N0,5 (сортом легирующего металла) и составом K-фазы Ti1–n–mMonMeV mCx, осаждающейся из расплава при охлаждении системы. Показано, что фактором, определяющим состав образующейся K-фазы, является ΔT-фактор (степень превышения температур кристаллизации карбидных эвтектик Ni/MeVC над температурой кристаллизации наиболее легкоплавкой в этих системах эвтектики Ni/Mo2C). Аргументирован вывод о том, что обнаруженная взаимосвязь между исходным составом карбонитрида и составом образующейся K-фазы является следствием микронеоднородного строения металлических расплавов. Показано, что эта взаимосвязь носит достаточно общий характер и проявляется во всех исследованных системах независимо от сорта легирующего металла V группы и присутствия или отсутствия молибдена в расплаве.

Создание новых более тугоплавких жаропрочных материалов для газотурбинных двигателей является одной из важнейших задач современного материаловедения. Это связано с тем, что используемые в настоящее время для этих целей ни- келевые суперсплавы имеют низкую температуру плавления ~1400 °С, которая ограничивает их собственную максимальную рабочую температуру интервалом 1100–1150 °С. Заменой Ni-сплавам могут стать естественные композиты, в которых матрицей являются тугоплавкие металлы, а интерметаллидными упрочнителями – их силициды. Среди бинарных систем «тугоплавкий металл–кремний» только три из них проявляют стабильность к силициду Me5Si3: Nb5Si3, Re5Si3 и W5Si3. С точки зрения сочетания высокой температуры плавления и низкой плотности соединение Nb5Si3 является оптимальным среди остальных силицидов. Значительный интерес представляет использование сплавов системы Nb–Si в машинах аддитивного производства. В работе представлены результаты экспериментальных исследований по обработке порошка сплава Nb–16ат.%Si, полученного с помощью механического легирования элементарных порошков Nb и Si, в потоке термической плазмы. Порошок сплава Nb–16Si был получен механическим легированием порошков чистых элементов в планетарной мельнице Fritsch Pulverisette 4. Процесс сфероидизации порошка проводился в плазменной установке на базе электродугового генератора термической плазмы с вихревой стабилизацией разряда. На основе результатов комплекса выполненных экспериментальных исследований показана принципиальная возможность процесса плазменной сфероидизации частиц порошка сплава Nb–16Si, полученных механическим легированием. Показано, что поверхность частиц после сфероидизации является неровной и отображает литую структуру материала. На микрошлифах выявлены три фазовые составляющие Nb5Si3, Nb3Si и Nbтв.р-р, имеющие различный оптический контраст, что подтверждается результатами рентгенофазового анализа.

Приведены результаты исследования по разработке состава и технологии получения компактированных заготовок из алюминиевого порошкового композиционного материала на основе системы Al–Si–Ni для изделий ракетно-космической техники. Получение композиционного материала осуществлялось следующим образом: сначала методом газового распыления готовили порошок матричного сплава, далее смесь порошка матричного сплава и легирующих дисперсных добавок подвергали механическому легированию в высокоэнергерических аппаратах. На имеющемся в ОАО «Композит» (г. Королев, Московская обл.) уникальном оборудовании – вакуумном прессе – разработан метод дегазации механически легированной композиции в тонком слое (чтобы исключить выброс материала из контейнера при дегазации большого объема порошка) и отработаны технологические режимы компактирования композиции. По данной технологии были получены цилиндрические брикеты диаметром до 100 мм, высотой до 120 мм. Созданный и запатентованный композиционный материал Компал-301 имеет существенные преимущества перед применяющимся для аналогичных целей порошковым сплавом САС-1-50: его температурный коэффициент линейного расширения в 1,5 раз ниже, прецизионный предел упругости в 2–3 раза выше при близких показателях прочности. Конечная структура компактного брикета является матричной, в которой на фоне алюминиевого твердого раствора достаточно равномерно распределены дисперсные частицы избыточного кремния. В отдельных областях структуры встречаются более крупные изолированные частицы кремния. К сожалению, они являются причиной низкой пластичности брикетов, что препятствует получению полуфабрикатов путем пластической деформации, однако непосредственно на изготовлении самих брикетов столь низкая пластичность отрицательно не сказывается.

Статья является продолжением цикла публикаций авторов по тематике «Многофункциональные защитные покрытия для особотеплонагруженных элементов конструкций гиперзвуковых систем». Предложена концептуальная физико-химическая модель работы жаростойкого защитного покрытия в высокоскоростном высокоэнтальпийном окислительном потоке газа, учитывающая и нивелирующая основные источники разрушения поверхности газовым потоком. Модель успешно реализована при создании целого ряда сплавов системы Si–TiSi2–MoSi2–B–Y, предназначенных для формирования из них тонкослойных покрытий любым из методов наслоенного нанесения, обеспечивающих воспроизведение в покрытии структуры, фазового состава и морфологических особенностей наносимого материала. В ходе нанесения покрытий обеспечивается формирование микрокомпозиционного слоя, представляющего собой каркас из тугоплавких силицидных фаз, ячейки которого заполнены легкоплавкой (относительно температуры плавления каркасообразующих фаз) эвтектической структурной составляющей. При высокотемпературном взаимодействии с кислородсодержащими средами происходит трансформация этого слоя (синергетический эффект) в многослойную систему с рядом функциональных слоев (антикаталитическим, переизлучающим, антиэрозионным, жаростойким, барьерно-компенсационным) микро- и субмикронных толщин. Защитная способность обеспечивается образованием самовосстанавливающейся оксидной стеклообразной пленки на основе легированного кремнезема. Эффект самозалечивания заключается в быстром заполнении случайных дефектов вязкопластичной эвтектической составляющей и ускоренным, по сравнению с известными покрытиями, формированием защитной пленки. Высокая стойкость к эрозионному уносу обеспечивается наличием разветвленного дендритно-ячеистого тугоплавкого каркаса. Созданные в рамках предлагаемой концепции покрытия МАИ Д5 и МАИ Д5У успешно апробированы в высокоскоростных высокоэнтальпийных кислородсодержащих газовых потоках на образцах и элементах конструкций из особожаропрочных материалов различных классов (ниобиевые сплавы, углерод-углеродные и углерод-керамические композиционные материалы, углеграфитовые материалы). Защитная способность покрытий толщиной 80–100 мкм в потоках с числом Маха 5–7, энтальпией 30–40 МДж/кг составляет не менее 600 с при Tw = 1800 °С, 200 с при 1900 °С и 60 с при 2000 °С, в том числе на конструктивных элементах с острыми кромками.

В работе представлены результаты исследования покрытий системы CrN/AlN, полученных методом магнетронно-ионного реактивного распыления. Изучены варианты покрытий с периодической нанокомпозитной структурой с периодом слоя L = = 1,5÷3,2 нм и относительным содержанием Cr в покрытии Cr/(Al + Cr) в интервале 68–85 %. Установлено, что покрытия имеют плотную морфологию и столбчатую зерненную структуру, которая является для них типичной. Для всех образцов отмечены дифракционные максимумы, соответствующие кубической решетке, являющиеся суперпозицией двух составов покрытий: CrN и AlN. Пиков, соответствующих AlN с гексагональным типом структуры, не зафиксировано. Также не обнаружено пиков CrAlN, т.е. образования гомогенного покрытия не происходит. Проведены экспериментальные исследования микро- твердости, модуля упругости, индекса пластичности и износостойкости покрытий, полученных при различных режимах напыления. Измерения показали, что микротвердость и модуль упругости полученных покрытий изменяются в диапазонах H = 32÷42 ГПа и E = 350÷420 ГПа соответственно. Максимальное значение индекса пластичности H/E=0,115 достигается при L = 3,2 нм, что соответствует вариантам покрытий с наибольшей твердостью. Однако при минимальном периоде слоев (L = 1,5 нм) и высоком содержании Cr также отмечены достаточно большие значения H/E ~0,1. Коэффициенты абразивного износа полученных покрытий изменяются в интервале kс = (2,0÷2,8)·10–13 м3/(Н·м). Минимальные его значения достигнуты при максимальном периоде слоев покрытия, т.е. при наибольшей твердости, что хорошо согласуется с классической теорией износа. В то же время высокая износостойкость наблюдается и при малом L, что свидетельствует о корреляции величин H/E и kс. На основе полученных экспериментальных данных построена группа нейросетевых моделей, устанавливающих взаимосвязь параметров технологического режима (силы тока на магнетронах) напыления с элементным составом покрытий, а также периода слоев покрытия и относительного содержания хрома с физико-механическими свойствами и износостойкостью покрытий CrN/AlN.

Проведены одинарная и перекрестная (двойная) наплавки на сталь Hardox 450 порошковой проволокой состава C–Mn–Si–Cr–Nb–W и выполнен анализ микротвердости, фазового состава и дефектной субструктуры наплавленных слоев. Получен профиль микротвердости при удалении от поверхности. Показано, что в результате формирования наплавки образуется высокопрочный поверхностный слой с микротвердостью 10,2 ГПа. При большем удалении от поверхности наплавленного слоя микротвердость материала уменьшается до 6 ГПа. Увеличение количества наплавленных слоев до 2 приводит к утолщению упрочненного слоя. Показано, что величина микротвердости в нем практически не зависит от количества наплавленных слоев. Методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии выполнено исследование фазового состава и дефектной субструктуры наплавленного слоя. Показано, что толщина упрочненного слоя изменяется от 6,0–6,5 до 7,5 мм при одинарной и двойной наплавках. Установлено, что повышение микротвердости наплавленного слоя объясняется формированием многофазной субмикро- и наноразмерной структуры, упрочнение которой обусловлено закалочным эффектом и наличием включений карбида ниобия субмикронных размеров, морфология которых существенным образом зависит от места образования в структуре стали. Выявлено, что зона контакта наплавки и основного металла подобна структуре исходной стали, однако упрочнение переходного слоя связано с наличием частиц карбидных фаз, сформированных элементами порошковой проволоки.