Предложен расчетно-экспериментальный способ определения модели среды для описания механических свойств частиц порошка из высокопрочного титанового сплава ВТ-22, полученного распылением плазмой в струе инертного газа. Метод основан на косвенном определении диаграммы деформационного упрочнения σs ~ ε (зависимость сопротивления деформации от степени пластической деформации). Для натурных испытаний подготовлен образец, представляющий шлиф из залитых в специальную смолу частиц порошка. Приведены результаты вдавливания индентора Виккерса в частицы порошка ВТ-22 и данные компьютерного моделирования этого процесса методом конечных элементов. Среднее значение максимальной глубины индентирования составило hmax = 6,56 мкм при наибольшей величине нагружения 2 Н. При компьютерном моделировании для рассматриваемого элемента объема применялась упругопластическая модель материала с нелинейным упрочнением Джонсона–Кука. Для идентификации параметров искомого уравнения предложен алгоритм поиска коэффициентов путем многоступенчатого планирования вычислительного эксперимента. В качестве критериев отбора выбраны оценки максимального совпадения экспериментальных и расчетных данных, в частности по величине максимальной глубины индентирования. В результате исследования из возможной совокупности значений коэффициентов модели материала выбраны наиболее удовлетворяющие условиям поиска. По предложенному алгоритму удалось достичь результата через 4 расчетных цикла. Проведено металлографическое исследование порошка. Установлено, что его частицы имеют грубое внутризеренное строение с преобладанием β-фазы, образованное при плазменном распылении. Вероятно, это привело к снижению сопротивления деформации сплава ВТ-22 в частицах порошка.

В работе представлены результаты механохимической обработки частиц порошков алюминия в мельнице динамического действия с использованием различных органических модификаторов (графит, стеариновая кислота, поливиниловый спирт) в качестве поверхностно-активной добавки с целью повышения дисперсности порошков и модифицирования поверхностного слоя исходных частиц. Методами электронно-силовой микроскопии, рентгенофазового анализа, ИК-спектроскопии и ЕDХ исследованы морфология, дисперсность, структура и средний размер частиц порошков алюминия после механохимической обработки, показавшие значительные изменения поверхностного слоя частиц. Установлено, что при механохимической обработке алюминия с органическими добавками происходит частичное восстановление оксидного поверхностного слоя, образуются несколько типов активных центров, способных вступать в химические реакции при использовании полученных композиций в составе различных горючих смесей. Выявлено, что при увеличении содержания модификаторов, т. е. графита и поливинилового спирта, в композите с этими добавками активность алюминия вырастает. При повышении содержания стеариновой кислоты в Al-композите прирост показателя активности падает. Это может быть связано с тем, что в процессе измельчения смеси Аl–C17H35COOH с большим количеством стеариновой кислоты (более 5 %) на поверхности частиц алюминия образуется плотный капсюлирующий слой, плохо растворимый щелочью. При механическом воздействии в порошках исследуемых композиций происходят как накопление, так и перераспределение дефектов по объему частицы, повышение количества активного алюминия, образование активных центров и формирование на поверхности алюминия капсулирующего слоя на основе органических модификаторов.

Обоснована актуальность и эффективность получения биметаллических материалов на основе железа двухступенчатым изотермическим спеканием, позволяющим на первой стадии формировать структуру основы изделий, а на второй – активизировать диффузионные процессы только в износостойком слое, что исключает появление зон с высокой пористостью и хрупкими включениями на межслойных границах, характерных для порошковых материалов, легированных карбидами, нитридами и боридами. На основе анализа решений уравнений диффузии в двухкомпонентных гетерогенных порошковых системах предложен вариант определения времени и температуры гомогенизирующего спекания биметаллических материалов с учетом гранулометрического состава порошков, концентрации и парциальных коэффициентов диффузии компонентов, насыпной плотности шихты, исходной и конечной пористости изделий. Экспериментально установлено, что наилучшим сочетанием твердости, износостойкости и прочности на радиальное сжатие обладают биметаллические материалы, содержащие в шихте износостойкого слоя 15–20 мас.% карбида хрома, 20–25 мас.% феррохрома и остальное – железо, после спекания на первой стадии в камерной печи в защитной среде при температуре 1150–1180 °С с выдержкой 1,5–2,0 ч, а на второй – в индукционной печи при 1350–1370 °С в течение 25–35 с со скоростью нагрева 450–470 °С/с. Показаны особенности структурообразования межслойных границ и износостойкого слоя при двухступенчатом спекании цельнопрессованных биметаллических материалов. Установлено, что при высокотемпературном спекании нагревом токами высокой частоты (8 или 16 кГц) на второй стадии глубина диффузии хрома из износостойкого слоя в матрицу составляет 120–130 мкм, концентрация Cr в различных точках межслойных и межчастичных границ изменяется в пределах 1–30 мас.%, что обеспечивает формирование переходного слоя со структурой, состоящей из ферритно-аустенитной матрицы с равномерно распределенными по объему мартенситными колониями и дисперсными частицами карбидов феррохрома типа (Cr,Fe)23C6, (Cr,Fe)7C4 и (Cr,Fe)3C2.

Представлены результаты исследования влияния механического сплавления (МС) на морфологию поверхности, микроструктуру и атомно-кристаллическую структуру частиц многокомпонентной порошковой смеси Fe–Cr–Co–Ni–Mn. В качестве исходных компонентов использовались: порошок карбонильного радиотехнического железа Р-10 со средним размером частиц d = 3,5 мкм; порошок никеля НПЭ-1, d = 150 мкм; порошок кобальта ПК-1у с d < 71 мкм; порошок хрома ПХ-1М с d < 125 мкм; порошок марганца МР0 с d < 400 мкм. Процесс МС приготовленной смеси осуществлялся в механоактиваторе АГО-2 с водяным охлаждением с использованием стальных шаров диаметром 9 мм при ускорении 90 g на воздухе. Время сплавления варьировалось от 5 до 90 мин. Соотношение массы шаров к массе смеси составляло 20 : 1. Съемка рентгенограмм исходной и сплавленных смесей, а также образца, полученного спеканием, осуществлялась на дифрактометре ДРОН 3М в FeKα-излучении при 2θ = 30°÷100°. Микроструктура частиц смесей и шлифа компактного образца после спекания исследовалась методом сканирующей электронной микроскопии. Установлено, что после 90 мин механоактивации на рентгенограмме смеси отсутствуют пики исходных компонентов, а наблюдаются пики, соответствующие фазе, представляющей собой твердый раствор на основе γ-Fe, имеющей гранецентрированную кристаллическую решетку. При этом доля аморфной фазы увеличивается до 20 %. Из полученной после 90 мин сплавления смеси методом искрового плазменного спекания при температуре 800 °С в течение 10 мин получен компактный однофазный материал. Его плотность составила 7,49 кг/см3, удельное электросопротивление – 0,94÷0,96·10–6 Ом·м, микротвердость – 306÷328 кг/мм2, фаза равномерно распределена по объему.

Методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) в реакционных порошковых смесях титана, углерода (сажи) и NiCrBSi-сплава получены металломатричные композиты состава TiC – связка из NiCrBSi-сплава. Установлено, что устойчивое горение в стационарном режиме возможно при содержании в реакционных смесях инертной в тепловом отношении металлической связки до 50 об.%. Полученные в результате синтеза рыхлые спеки легко дробятся для последующего выделения ситовым рассевом необходимой для нанесения покрытий фракции композиционного порошка. Продукты синтеза исследованы методами оптической и растровой электронной микроскопии, рентгеноструктурного (РСА) и микрорентгеноспектрального (МРСА) анализов. Установлено, что средний размер карбидных включений в структуре композитов зависит от содержания инертного в тепловом отношении порошка сплава в реакционных смесях и может целенаправленно регулироваться в широких пределах. Микротвердость гранул композиционного порошка, полученного дроблением СВС-спеков, монотонно уменьшается с увеличением содержания более мягкой, чем карбид титана, металлической связки. Параметр кристаллической решетки карбида титана, определенный методом РСА, оказался значительно меньше известных значений для карбида эквиатомного состава. С помощью локального МРСА карбидных включений в структуре композита установлено, что отношение массовых содержаний углерода и титана равно 0,21 вместо 0,25 для получения карбида эквиатомного состава. Концентрации железа и кремния в карбиде ничтожно малы, кислорода и никеля – менее 1 мас.%, а хрома – 2,5 мас.%. На основе анализа известных данных о влиянии всех вышеперечисленных примесей на решетку карбида титана сделан вывод о том, что дефицит углерода является основной причиной уменьшения параметра решетки.

Проведен термодинамический анализ и исследована зависимость процессов воспламенения и формирования структуры продуктов в порошковых смесях вольфрама с тефлоном (Tf) и добавками алюминия. Использование вольфрама в качестве одного из компонентов смеси связано с необходимостью получения конденсированных продуктов с большой плотностью, а алюминий применялся в качестве энергетической добавки, понижающей температуру воспламенения и увеличивающей температуру горения смеси. Для исследования использовали составы с фиксированным соотношением вольфрама и тефлона, концентрацию алюминия варьировали в соответствии с формулой (1 – x)(0,8W + 0,2Tf) + xAl = const. Смеси готовили в планетарной мельнице АГО-2 в среде гексана. Затем из них прессовали образцы массой 0,01–0,02 г, которые нагревали в тигле из нитрида бора в среде аргона при атмосферном давлении. Скорость нагрева тигля варьировалась. При достижении температуры воспламенения на термограмме наблюдался резкий скачок температуры образца. Показано что увеличение скорости нагрева повышает температуру воспламенения систем, что может быть связано с переходом из режима теплового взрыва в режим зажигания. Составы с небольшими добавками алюминия в ходе воспламенения и горения образуют большой объем газообразных продуктов, которые либо полностью разлетаются, либо формируют высокопористую структуру. Для систем с высоким содержанием алюминия анализ полученных продуктов показал, что основным является WAl4. При большой концентрации алюминия результаты экспериментов и термодинамических расчетов существенно различаются, что объясняется отсутствием в программе Thermo сведений для алюминидов вольфрама и тем, что реальные условия протекания реакции далеки от равновесных и адиабатических условий. Полученные расчетные и экспериментальные данные показывают, что для образования расплавленных продуктов с высокой плотностью (ρW2C = = 17,2 г/см3) оптимальная концентрация алюминия должна составлять около 10 мас.%. При превышении этого значения образующийся основной продукт WAl4 имеет плотность значительно ниже (ρWAl4 = 6,6 г/см3), что недостаточно для практического применения.

В работе исследованы структура, фазовый состав и электропроводность композиционной керамики на основе TiB2–AlN– BN, полученной методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС). Измерения зависимости удельного электросопротивления от температуры проводились в диапазоне Т = 300÷1300 K в вакууме 2·10–3 Па по стандартной 4-точечной методике на постоянном токе. Установлено, что с повышением содержания TiB2 в исходной смеси от 60 до 80 мас.% и снижением концентрации Al от 20 до 40 мас.% содержания TiN и ВN в продуктах синтеза увеличиваются, а TiB2 и AlN уменьшаются вследствие реагирования TiB2 с азотом. Снижение концентрации Al в исходной смеси приводит к уменьшению содержания AlN в продуктах синтеза. Полученные результаты показали несовпадение кривых электросопротивления ρ(Т) при цикле нагрев–охлаждение для всех составов керамики, что связано с изменением зоны контактов проводящих фаз в области Т = 800÷1200 К. Обнаружены три характерных температурных области: (I) от 300 до 800 К, когда значения ρ монотонно возрастают с повышением температуры, при этом кривые ρ(Т) нагрева и охлаждения полностью совпадают; (II) при Т = 800÷1200 К поведение электросопротивления меняется – его значения сильно зависят от режима термообработки образца; (III) при Т > 1200 К наблюдается совпадение кривых нагрева–охлаждения.

Исследованы особенности жидкофазного спекания прессовок из смеси порошков сплава Al–10Zn и олова марки ПО 2, а также влияния его режимов на структуру и прочность формирующегося антифрикционного композита состава (Al–10Zn)– 40Sn. Пористость исходных сырых прессовок варьировалась в интервале 5–18 %. Спекание прессовок проводилось в вакуумной печи при остаточном давлении газов не выше 10–2 МПа. Температура спекания варьировалась в пределах 550– 615 °С и отвечала частичному смачиванию алюминия жидким оловом. Время выдержки образцов при заданной температуре спекания составляло от 30 до 180 мин. Структурные исследования показали, что размер частиц алюминиевой и оловянной фаз увеличивался по мере повышения температуры спекания и времени выдержки. Механические свойства спеченных композитов определялись путем испытания их на сжатие. Испытываемые образцы вырезались из середины спеченных прессовок. Установлено, что образцы из спеченного сплава (Al–10Zn)–40Sn обладают хорошей пластичностью и, вследствие более интенсивного деформационного упрочнения матрицы, при больших степенях осадки демонстрируют более высокую прочность, чем спеченный композит Al–40Sn с чистой алюминиевой матрицей. Обнаружено, что наиболее прочными являются спеченные композиты, полученные из высокоплотных сырых прессовок, подвергнутых предварительной низкотемпературной выдержке. По результатам исследований делается вывод, что метод жидкофазного спекания в указанном интервале температур позволяет получать композиты состава (Al–10Zn)–40Sn со связанным алюминиевым каркасом, эффективно препятствующим локализации деформации в прослойках мягкой оловянной фазы. Оптимальная температура спекания не должна превышать 600 °С.

Проведено исследование влияния температурных полей нагрева при непрерывной лазерной обработке на эксплуатационные свойства пластин твердого сплава Т15К6. Процесс лазерной обработки инструмента с твердосплавными неперетачиваемыми пластинами марки Т15К6 осуществлялся нагревом рабочей поверхности непрерывным лазерным излучением промышленного лазера ЛК 3015лс07 по программе KV_OSN по контуру пластин с расстоянием от края режущей кромки ~2 мм. Время лазерного воздействия составляло 2–3 с, защитная среда – азот. Для исследования использованы образцы в виде четырехгранных пластин размером 12,70×12,70×4,76 мм (ГОСТ 19052-80). Варьировались плотность мощности излучения в пределах q = 300±100 Вт/см2 и скорость перемещения лазерного излучения VL = 20± ±10 мм/с. После лазерного воздействия определена твердость зоны лазерной закалки, составившая Hμ = 15500÷ ÷21500 Н/мм2. Проведены испытания на резание и абразивный износ, исследована микроструктура зоны лазерного воздействия. Износ при резании по передней и задней поверхностям твердосплавных пластин после лазерной обработки уменьшился до 5 раз. Показано, что дальнейшее увеличение плотности мощности лазерного воздействия до q = = 400 Вт/см2 не дает положительной тенденции. При алмазно-абразивном износе с увеличением величины q происходит уменьшение износа до 40 мас.%. Микроструктурный анализ показал уменьшение с 5,6 до 4,3 мкм размера зерна карбида вольфрама в зоне непрерывной лазерной обработки.