Методом низкотемпературной адсорбции азота изучено влияние концентрации гидрогеля пентаоксида ванадия (V₂O₅) в концентрациях 5 и 10 %, нанесенного на алюминий марки АСД-4, на его структурно-адсорбционные свойства. В качестве адсорбата использован азот особой чистоты. Были измерены изотермы адсорбции и рассчитаны удельная поверхность и пористость порошков, приведены результаты исследования морфологии. Поскольку графики БЭТ линейны в диапазоне относительных давлений от 0,05 до 0,35 Р/Р₀, модель БЭТ хорошо применима для определения удельной площади поверхности образцов. Для образца АСД-4, по нашим расчетам, она составила 0,65 м²/г, для состава АСД-4 + 5 % V₂O₅ – 6 м²/г, для АСД-4 + 10 % V₂O₅ – 16 м²/г. То есть нанесение гидрогеля увеличивает удельную поверхность исходного АСД-4 более чем в десятки раз. Гранулометрический анализ показал, что после нанесения гидрогеля оба образца имеют достаточно узкое распределение частиц по размерам, что говорит о монодисперсности систем. Для АСД-4 средний размер частиц составил ~5÷7 мкм, для образца АСД-4 + 5 % V₂O₅ – около 9 мкм, для АСД-4 + 10 % V₂O₅ – 11 мкм. Установлено что благодаря слоистой структуре нанесенного ксерогеля в модифицированном образце появились мезопоры, радиус которых составил 35–40 Å. Показано, что наибольшей адсорбционной активностью обладает образец АСД-4 + 10 % V₂O₅ .

Проведено сравнение микроструктур сплавов, формирующихся при спекании смесей порошков вольфрама (ПВ2, средний размер частиц 3,8–6,0 мкм) и меди (ПМС-11, фракция 45–60 мкм), приготовленных различными методами – простым смешением порошков металлов; механической активацией (МА) порошков металлов; осаждением меди из раствора ее сульфата (CuSO₄ ·5H₂O) на порошок вольфрама при одновременной механической активации. Молярное соотношение металлов в смесях Cu/W = 1. Водный раствор для осаждения меди включал диэтиленгликоль (до 30 %), глицерин (до 8 %), фтористоводородную кислоту (до 0,1 %), смачиватель ОП-10 (до 0,8 %). Механическую активацию проводили в планетарной мельнице АГО-2 при загрузке в барабаны по 200 г стальных шаров и скорости вращения барабанов 2220 об/мин в течение 5 мин. Восстановленная медь в растворе и на воздухе быстро окисляется до оксида Cu₂O, поэтому отмывку, сушку и хранение полученных композитных порошков проводили в атмосфере аргона. Спекание образцов, спрессованных из полученных порошков (таблетки диаметром 3 мм, высотой 1,5–2,0 мм и плотностью 7,7–8,0 г/см³), выполняли в аргоне при атмосферном давлении и температурах от 1000 до 1500°C. При спекании композитных частиц Cu–W можно выделить несколько областей протекания процесса. При температурах меньше температуры плавления меди происходит «твердофазное» спекание в точках контакта композитных частиц. При нагреве образцов от температуры плавления до 1200°C образцы из обычной смеси порошков металлов спекаются по жидкофазному механизму, образуя малопористый спек. Спекание композитных порошков, полученных МА при осаждении меди и МА смесей металлических порошков, приводит к расслоению образцов с образованием крупных пор, вытянутых перпендикулярно оси прессования и частично заполненных расплавом меди. При нагреве образцов, полученных МА порошков, выше 1400°C происходит фазоразделение, и практически вся медь вытесняется из образца на поверхность.

Показаны основные способы оценки деформированного состояния металлического каркаса пористых тел, разработанные разными авторами, на основе анализа условий текучести и определяющих уравнений, применения принципа эквивалентных деформаций и напряжений, а также изучения кинетики деформации материала в процессе прессования. Выведены формулы, позволяющие определить компоненты тензора деформаций материала частиц порошка через диады, как скалярные произведения векторов базиса сопутствующей системы координат в каждый момент деформации пористых формовок. Экспериментально обоснована целесообразность использования разработанных аналитических выражений для оценки деформированного состояния материала частиц, если известны параметры векторов смещения представительных элементов (макродеформаций) пористых заготовок. Установлены области применения известных аналитических выражений, показано, что предложенные формулы могут быть использованы для оценки деформированного состояния материала частиц при обработке давлением порошковых изделий разной конфигурации и проектировании заготовок с заданными пористостью и геометрическими параметрами, что является основой для составления программных алгоритмов при компьютерном моделировании процесса горячей штамповки пористых формовок.

Работа посвящена разработке технологии получения металлокерамических покрытий методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС). Актуальность данного исследования связана с повсеместным использованием плоских электрических нагревателей и защитных покрытий различного назначения. Предложен способ получения электропроводящих покрытий путем СВС в порошковых смесях Ni + Al и Ti + Al + C. Исследованы особенности протекания автоволнового СВС в этих смесях. Смесь наносилась на керамическую подложку в виде слоя толщиной (0,2÷2,0)·10^–3 м через трафарет в виде суспензии в изопропиловом спирте. Изучено влияние толщины порошкового слоя смеси на скорость распространения фронта и его максимальную температуру. Показано, что с увеличением толщины эти параметры закономерно возрастают. Установлено, что покрытие на основе смеси Ni + Al состоит из интерметаллидов состава NiAl, Ni₃Al, а на основе смеси Ti + Al + C – из TiC и МАХ-фаз Ti₂AlC, Ti₃AlC₂ . Покрытие на основе интерметаллидов представлено округлыми частицами, сплавленными друг с другом, которые содержат фазы NiAl, Ni₃Al. В покрытиях, полученных из смеси Ti + Al + C, наблюдаются игольчатые кристаллы МАХ-фаз и вкрапления округлых частиц карбида титана. Содержание целевых фаз NiAl и Ti₂AlC растет с увеличением толщины слоя. Получены покрытия на основе термостойких фаз NiAl, Ni₃Al и Ti₂AlC, Ti₃AlC₂ толщиной (0,2÷1,2)·10^–3 м с удельным электрическим сопротивлением 0,1–0,6 мкОм·м.

Изучено влияние режимов механической активации (МА) при смешении стехиометрической смеси порошков титана и сажи в шаровой мельнице на характеристики смесей, параметры горения, относительную плотность и микроструктуру консолидированных образцов из карбида титана, полученных методом СВС-прессования. Определены условия МА реакционных смесей Ti + C в шаровой мельнице. Увеличение массы размольных тел включает механизм МА. Показано, что наибольший эффект от МА получали при двухстадийной подготовке смесей: сначала отдельно активировали титановый порошок, затем осуществляли совместное смешение компонентов, в ходе которого происходило не только их перемешивание, но и активация порошка сажи. Установлено, что на характеристики горения оказывает влияние активация не только титана, но и сажи. После МА обоих компонентов на прессованных образцах обнаружен аномальный рост скорости горения (более 100 см/с). При насыпной плотности влияние МА на процесс горения смесей отсутствовало, поскольку в этом случае скорость горения всех смесей находилась в интервале 1,5–2,5 см/с. Выявлено, что МА реагентов для прессованных образцов приводит к повышению температуры горения, увеличению относительной плотности консолидированного тугоплавкого продукта до 93–95 % и уменьшению среднего размера зерен TiC. Снижение остаточной пористости консолидированного TiC обусловлено ростом температуры горячего прессования и пластичности продукта, синтезированного при горении реакционной смеси после МА. Основная причина – увеличение скорости экзотермического взаимодействия. Показано, что МА при смешении реагентов позволяет управлять параметрами горения, микроструктурой консолидированных продуктов и открывает новые возможности для получения методом СВС-прессования тугоплавких материалов с уникальными структурой и свойствами.

Исследованы структура, элементный и фазовый составы продуктов, образующихся при контактном взаимодействии алмаза с низкоуглеродистой сталью в вакууме при температуре плавления эвтектики Fe–C. В качестве контактных пар были использованы цилиндрические таблетки, изготовленные из низкоуглеродистой стали с содержанием углерода не более 0,1 мас.%, и кристаллы природного алмаза в форме пирамиды (или усеченной пирамиды). Кристаллы алмаза были установлены плоским основанием на горизонтальную поверхность стальных таблеток. При этом на вершину кристаллов алмаза прикладывалась нагрузка. Спекание контактных образцов осуществлялось в вакуумной печи при максимальной температуре нагрева ~1165 °C. После выдержки при этой температуре в течение 5 мин печь выключалась, температура в ее камере снижалась в режиме свободного охлаждения. Спеченные образцы «алмаз – стальная таблетка» изучены методами оптической и растровой электронной микроскопии, рентгеноструктурного фазового анализа и рамановской спектроскопии. Установлено, что при заданном в эксперименте температурно-временном режиме нагрева в зоне контакта «алмаз – стальная таблетка» образуется расплав эвтектики Fe–C, тонкий слой которого при застывании приваривает кристалл алмаза к стальной таблетке. Прочность их сцепления такова, что приваренные образцы без разъединения выдерживают интенсивные циклические нагрузки в процессе шлифовки и полировки при изготовлении продольных шлифов образцов, необходимых для металлографических исследований. Показано, что эвтектический сплав Fe–C представляет собой серый чугун с феррито-перлитной металлической основой и графитовыми включениями с пластинчатым строением. Микротвердость застывшей эвтектики Fe–C составила ~1714 МПа. Исходная стальная таблетка с ферритоперлитной структурой при спекании в контакте с алмазом проходит цементацию. Наиболее интенсивную цементацию претерпевает нерасплавившийся верхний слой таблетки толщиной ~110 мкм, примыкавший при спекании к расплаву эвтектики Fe–C. Микротвердость этого слоя ~4945 МПа. По мере углубления в стальную таблетку наблюдается постепенный переход ее строения от перлитно-цементитной, перлитной и далее к ферритоперлитной микроструктуре исходной стали. При этом микротвердость изменяется от ~4945 до 1570 МПа.

Изучено влияние термодиффузионного насыщения (ТДН) твердых сплавов ВК6 и ВК15. Для ТДН поверхности образцов (штабиков) использовали шихту состава: 48,5 % K₄(Fe(CN)₆), 50 % Al₂O₃ (буферное вещество), 1,5 % NH₄Cl (активатор). В качестве насыщающего элемента применяли: желтую кровяную соль K₄(Fe(CN)₆), буру B₄С, оксид меди CuО. В каждый контейнер загружали по 5 штабиков (отдельно каждой марки – ВК6, ВК15) и шихту. Контейнеры герметизировали и подвергали нагреву до 900 °С с выдержкой при заданной температуре в течение 2 ч и до 1100 °С с выдержкой 4 ч. Затем проводили охлаждение вместе с печью продолжительностью 6 ч. При ТДН твердых сплавов ВК6 и ВК15 твердость увеличивалась незначительно при повышении прочности на изгиб от 13,6 до 57 % в сравнении с исходным состоянием. Зависимость между напряжением и относительной продольной деформацией для ВК6 и ВК15 до и после ТДН свидетельствует о возрастании модуля нормальной упругости после ТДН. Стойкость образцов при испытании резанием повысилась до 2 раз. Нельзя сделать однозначный вывод по стойкостным испытаниям точением, так как наблюдался большой разброс величины износа даже на одинаково обработанных образцах. В дальнейших стойкостных испытаниях рекомендуется увеличить число проходов, поскольку износ после 1-го прохода зачастую неявный и связан с дефектным поверхностным слоем. При ТДН повышение температуры с 900 до 1100 °С способствует росту глубины диффузионного слоя для твердого сплава ВК6, улучшению его эксплуатационных характеристик за счет меньшего количества пор, включений и разрывов в поверхностном слое, что можно объяснить увеличением интенсивности диффузии различных соединений (тетрабората натрия, гексацианоферрата калия, оксида меди) с активаторами и без них, а также перераспределением примесей в процессе полиморфного превращения. Значения микротвердости образцов твердых сплавов ВК6 и ВК15 после ТДН выше, чем исходных. Лучшая среда для ТДН твердых сплавов ВК6 и ВК15, которая повышает их эксплуатационные характеристики в 2 раза, это: Al₂O₃ + NH₄Cl + K₄(Fe(CN)₆) при температуре 900 °C. Для выявления общей тенденции упрочнения твердых сплавов и обоснованного выбора оптимального режима ТДН был проведен фрактографический анализ изломов образцов до и после обработки. Установлено, что с увеличением температуры термодиффузионного насыщения характер излома практически не меняется (хрупкий излом проходит по границам зерен), однако идет уменьшение размеров межзеренных фасеток из-за наличия хрупких выделений частиц карбида вольфрама.

Рассмотрен процесс плакирования микросферических частиц Fe₃O₄ в плотную оболочку наночастиц Al с помощью наложения вращающегося магнитного поля (ВМП) одинаково ориентированных постоянных магнитов (NN, SS). Представлена авторская установка для создания ВМП. Плакированные частицы магнетита использовали для формирования композиционного материала с плотноупакованной структурой. По полученным фотоматериалам описан переход массива частиц Fe₃O₄ из волокнистой диспергированной структуры в плотную упаковку при наложении ВМП. Получены спектры отражения, поглощения и ослабления электромагнитного излучения композиционных материалов с частицами формата «ядро–оболочка» для различных толщин материала. Установлен минимум коэффициента отражения на уровне –4,5 дБ. Сравнительный анализ спектров ослабления показал, что при наличии оболочки Al-наночастиц на микросферических частицах Fe₃O₄ в композиционном материале данный показатель снижается, в отличие от частиц без оболочки. Для объяснения спектров отражения и поглощения развивается гипотеза о влиянии плотности поверхностных зарядов в наслаиваемой оболочке на изменение намагниченности частиц Fe₃O₄. Представленный способ плакирования микрочастиц Fe₃O₄ наночастицами Al с помощью вращающегося магнитного поля позволяет создавать композиционные материалы большого размерного ряда для широкого спектра применений. Возможность формирования структуры укладки магнитоуправляемых частиц на базе разработанных установки и методики открывает новые перспективы в различных областях науки – от микроэлектронной техники до создания регулируемой фильтрации с помощью вращательного магнитного поля.