Проведено исследование возможности производства ультрамелкозернистого твердого сплава WC-15Co из порошка, полученного электроэрозионным диспергированием (ЭЭД) отходов твердого сплава ВК15 в воде. В результате ЭЭД сплава в кислородсодержащей жидкости концентрация углерода в образующемся порошке снижается с 5,3 до 2,3 %. При нагреве порошка до температуры 900 °C в вакууме содержание углерода падает до 0,2 % из-за наличия кислорода. Полученный порошок включает фазы WC, W₂C и Co. Частицы имеют дендритную структуру, состоящую из вновь сформированных вльфрамсодержащих зерен и кобальтовых прослоек. В ходе работы проведено контролируемое удаление кислорода и восполнение углерода в образовавшемся порошке при нагреве в атмосфере CO до t = 900 °C. Прошедший обработку порошок имеет необходимый фазовый состав (WC + Co) и содержит 5,3 % углерода. Частицы после восполнения углерода сохраняют сферическую форму. Зерна WC в частицах приобретают пластинчатую конфигурацию, пространство между которыми заполнено кобальтом. Средний диаметр зерен оказался меньше, чем в исходном сплаве. В результате спекания полученного порошка в вакууме при температуре 1390 °C получен ультрамелкозернистый твердый сплав WC-15Co, средний диаметр зерен WC в котором составил 0,44 мкм, что в несколько раз меньше, чем в исходном сплаве (1,8 мкм). При этом большинство зерен сохраняют пластинчатую форму. За счет мелкозернистости и 15%-ного содержания кобальта полученный сплав имеет высокие показатели твердости (1620 HV), трещиностойкости (13,2 МПа·м^1/2) и прочности (1920 МПа). По совокупности характеристик этот материал не уступает аналогам, полученным другими методами.

Приведены результаты моделирования процесса горячей штамповки пористых порошковых заготовок в штампе, обеспечивающем действие активных сил трения по боковой поверхности деформируемой заготовки, которые реализуются за счет внутренних связей системы матрица–материал. Изучалась эволюция распределения относительной плотности по сечению заготовки на разных стадиях деформации, напряженно-деформированного состояния и общего усилия деформации при варьировании граничных условий нагружения путем изменения усилия начального сжатия упругих элементов, препятствующих смещению матрицы. Показано, что в результате действия активных сил трения в периферийной области поковки, прилегающей к внутренней боковой поверхности матрицы, наблюдаются участки с существенно более высокой интенсивностью деформаций по сравнению с деформациями в центральной части объема заготовки. При этом объем области повышенной интенсивности деформаций и максимальные значения деформации возрастают с уменьшением усилия начального сжатия пружин и, соответственно, с увеличением величины смещения матрицы в процессе деформации. Реализация автоперемещения матрицы за счет внутренних связей системы матрица–материал приводит к снижению общего усилия деформации, причем с уменьшением величины смещения матрицы в процессе деформации усилие деформации растет.

 Представлены результаты исследований влияния состояния границ зерен, формирующихся в процессах консолидации бериллиевых порошков методом вакуумного горячего прессования, на прочностные свойства спеченного бериллия. С использованием растровой электронной микроскопии и микрорентгеноспектрального анализа изучены зависимости морфологии, элементного состава и структуры дисперсной упрочняющей фазы – оксида бериллия - от содержания легкоплавких примесей на границах зерен спеченного бериллия. Предложена новая гипотеза, объясняющая различие морфологии и структуры армирующих частиц, основывающаяся на особенностях перехода аморфного оксида бериллия в кристаллическое состояние (расстеклования) на межзеренных границах металлического бериллия. Теоретически обосновано и экспериментально подтверждено, что в зависимости от содержания и соотношения примесей кремния и алюминия механизм расстеклования может быть гомогенным или гетерогенным. Это различие обуславливает образование либо мелкодисперсных высокопрочных армирующих частиц оксида бериллия, либо крупных менее прочных оксидных кластеров. Изменение морфологии и структуры армирующих оксидных частиц на межзеренных границах металлического бериллия, в свою очередь, влияет на динамику роста зерен микроструктуры бериллия в процессах вакуумного горячего формования и в конечном итоге на эффект дисперсно-зернограничного упрочнения спеченного бериллия. Приведены результаты статистической обработки результатов испытаний механических свойств промышленных горячепрессованных заготовок из порошков дисперсностью менее 56 мкм для определения влияния различных факторов (содержания примесей, их соотношения и размера частиц исходных порошков) на прочностные свойства горячепрессованного бериллия. Проведена оценка адекватности полученных закономерностей с помощью коэффициентов достоверности аппроксимации, которая подтвердила выводы теоретического и экспериментального анализов исследуемой проблемы. В результате проведенных статистических исследований обоснован комплексный показатель качества исходных порошков, позволяющий прогнозировать прочностные свойства горячепрессованного бериллия. Полученные результаты обосновывают новые возможности по управлению механическими свойствами спеченного бериллия различного назначения.

Проведены исследования процессов синтеза и спекания твердого раствора (AlN)_x(SiC)_1–x в условиях CВC-газостатирования при высоких давлениях (до 110 МПа) газообразного азота. Изучено фазообразование в процессе горения смесей алюминия и карбида кремния с разным количеством горючей составляющей (количество алюминия от 35 до 60 мас.%). Показано, что оптимальное содержание алюминия в смеси с карбидом кремния для получения однофазного твердого раствора (с полным превращением Al в AlN, а также без диссоциации SiC) составляет 45–50 мас.%. Использование шихты, включающей 55–60 мас.% Al, приводит к избыточно высоким температурам, что, в свою очередь, влечет за собой разложение карбида кремния до элементов Si + C. Определены оптимальные параметры для получения плотного материала в одну стадию. Измеренные пористость и плотность полученных материалов показали, что для образцов с 50 мас.% Al существенное значение на конечную плотность оказывает предварительное прессование: при давлении прессования 10 МПа достигнута максимальная плотность. Установлено, что добавка 5 мас.% оксида иттрия повышает плотность материала почти на 10 %. Подобное влияние оказывает также повышение начального давления газа с 80 до 110 МПа. В этом случае максимальная плотность полученных образцов достигала 2,7 г/см³, что составляет 83 % от ее теоретического значения. Общая объемная усадка полученного материала была 10 ± 0,5 %, что можно практически полностью нивелировать добавкой 3 мас.% бора. Микротвердость образцов составила 2000 кг/мм².

Работа посвящена получению гетерофазной порошковой и консолидированной керамики на основе диборида гафния и карбида кремния путем комбинирования методов самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) и горячего прессования (ГП). Структура синтезированного СВС-порошка состоит из зерен диборида гафния и агломерированных зерен карбида кремния полиэдрической формы размером 2–6 мкм. Полученные порошки характеризуются средним размером частиц ~10 мкм при максимальном его значении порядка 30 мкм. Фазовые составы консолидированной методом ГП керамики и синтезированного порошка идентичны. Полученный компактный образец обладает высокой структурной и химической однородностью, пористостью 3,8 %, твердостью 19,8±0,4 ГПа, прочностью 597±59 МПа и трещиностойкостью 8,8±0,4 МПа·м^1/2. Проведены газодинамические испытания (ГДИ) по определению окислительной стойкости при воздействии высокоэнтальпийного газового потока. Исследованы фазовый состав и микроструктура поверхности образца после испытания. ГП-образец продемонстрировал отличную стойкость к воздействию высокотемпературного газового потока при температуре 2150 °С и плотности теплового потока 5,6 МВт/м² в течение 300 с. В процессе газодинамических испытаний на поверхности керамики HfB₂–SiC образуется плотный защитный слой толщиной 30–40 мкм, состоящий из каркаса оксидных зерен HfO2, пространство между которыми заполнено аморфным боросиликатом SiO₂–B₂O₃. Из композиционного СВС-порошка HfB₂–SiC методом горячего прессования изготовлены экспериментальные образцы модельных втулок камеры сгорания жидкостного ракетного двигателя малой тяги, предназначенные для проведения ГДИ в приближенных к реальным условиях эксплуатации.

Обсуждаются пути оптимизации свойств пиролитических карбидохромовых покрытий (ПКХП) для различных отраслей промышленности. Область применения ПКХП - это защита поверхностей различных деталей и узлов, выполненных из разных материалов, от коррозии, залипания, высоких температур, различных видов износа. Подобная многофункциональность ПКХП объясняется, в частности, особенностями их структуры, представляющей собой, как правило, «сверхрешетку» из чередующихся относительно твердых и мягких слоев, отличающихся по составу и, соответственно, функциональным характеристикам, таким как микротвердость или модуль Юнга. Подобная структура при определенных периодах и отношениях толщин этих слоев соответствует максимуму критерия качества задачи теории оптимального управления (ТОУ) – обратной задачи, поставленной на классе решений прямой, моделирующей конкретное взаимодействие, например абразивный износ. При этом сама прямая задача, например описание индентирования, является некорректной обратной задачей математической физики, и для ее решения требуется своя оптимальная стратегия. Таким образом, возникает некая иерархия оптимизационных алгоритмов, с помощью которых можно добиться получения лучших функциональных характеристик ПХКП. В случае, если прямая задача типа абразивного износа не поддается формализации, предложено использовать разработанный авторами расчетно-экспериментальный метод, также основанный на применении ТОУ. Основной акцент сделан на совершенствовании технологии осаждения ПХКП для каждого конкретного применения при использовании теории оптимального управления. Для получения ПКХП, отвечающих этим условиям, необходимо при разработке технологического процесса учитывать физико-химические особенности процесса пиролиза прекурсоров, а также влияние различных добавок и катализаторов.

Основными тенденциями современной развивающейся магнитной микроэлектроники являются миниатюризация и быстродействие при обеспечении эффективности работы в МГц- и ГГц-интервалах частот магнитных полей. Создание новых магнитных материалов, характеризующихся свойствами, обеспечивающими реализацию этих тенденций, является важнейшей фундаментальной и прикладной проблемой материаловедения. В этой связи проявляется интерес к нанокристаллическим магнитомягким сплавам систем Fe–Me–X (Me - один из переходных металлов IVb группы Периодической системы элементов, X - один из легких элементов N, C, O, B), получаемых в виде пленок. Такие пленки, характеризующиеся двухфазной структурой Fe/MeX, способны, как было показано ранее авторами настоящей статьи на пленках системы Fe-Zr-N, обеспечить сочетание высокой индукции насыщения (Bs), низкой коэрцитивной силы (Hc) и повышенных показателей твердости и термической стабильности структуры. Пленки готовили по технологии магнетронного напыления. Полученные и опубликованные ранее авторами настоящей статьи данные о пленках системы Fe-Ti-B свидетельствуют о перспективности их применения в современной микроэлектронике. Какие-либо другие опубликованные результаты исследований пленок FeTiB в контексте их применения в устройствах микроэлектроники отсутствуют. В настоящей работе продолжены начатые ранее исследования пленок FeTiB, направленные на выявление химического и фазового составов, обеспечивающих требуемый для применения в микроэлектронике уровень свойств. Методом магнетронного напыления в режиме постоянного тока получены нанокристаллические пленки, содержащие Ti от 0 до 14,3 ат.% и B от 0 до 28,9 ат.%. Фазово-структурное состояние пленок исследовано методами рентгеновской дифракции и просвечивающей электронной микроскопии. По фазовому составу все пленки делятся на 3 группы: однофазные (пересыщенный твердый раствор Ti в α-Fe), двухфазные (α-Fe(Ti)/α-Ti, α-Fe(Ti)/TiB₂, α-Fe(Ti)/FeTi, α-Fe(Ti)/Fe₂B) и рентгеноаморфные. Показано, что пленки, обозначенные как рентгеноаморфные, характеризуются смешанной структурой, представленной твердым раствором α-Fe(Ti) с размером зерна в интервале от 0,7 до 2,0 нм и аморфной фазой. Сделано обоснованное предположение об обогащении аморфной фазы бором. Дана количественная оценка размера зерна фазы α-Fe(Ti) и его зависимости от химического и фазового составов пленок. Установлено, что механизмы твердорастворного и дисперсионного упрочнения определяют размер зерна этой фазы.

Представлена первая часть проведенных исследований о влиянии магния на структурно-фазовый состав и физико-механические свойства наноструктурных алюминий-магниевых композиционных материалов состава Al_xMg_y + + 0,3 мас.% фуллерена C₆₀. Порошки композитов были получены методом совместной механоактивационной обработки исходных материалов в планетарной шаровой мельнице в среде аргона. Установлено, что они обладают сложной иерархической структурой, представляющей собой агрегаты размером 50–200 мкм, состоящие из прочных высокоплотных агломератов величиной 5–10 мкм, которые, в свою очередь, являются совокупностью наноразмерных (30–60 нм) кристаллитов. Выявлено, что увеличение концентрации магния в композите до 18 мас.% обеспечивает в процессе измельчения получение кристаллитов со средним размером менее 30 нм, при этом величина агрегатов составляет менее 50 мкм. Предельная растворимость магния в алюминии с размером кристаллитов 30–70 нм при механоактивации составила 15 мас.% (17 ат.%). Методом дифференциальной сканирующей калориметрии установлено, что при термической обработке в диапазоне температур 250–400 °С исследуемые наноструктурные композиционные материалы претерпевают необратимые структурно-фазовые превращения: рекристаллизацию, распад α-твердого раствора магния в алюминии и образование интерметаллидных β-(Al₃Mg₂), γ-(Al₁₂Mg₁₇) и карбидной (Al₄C₃) фаз. Кроме того, на спектрах комбинационного рассеяния света присутствуют пики, соответствующие, согласно некоторым литературным источникам, ковалентным соединениям алюминия с фуллереном С₆₀ – алюминий-фуллереновым комплексам. На основании полученных данных в дальнейших работах будут определены параметры термобарической обработки порошковых смесей нанокомпозитов для получения объемных образцов и их испытаний.