Приведены сведения о составе и структуре нанокристаллических частиц, сформированных в процессе плазмохимического синтеза механических смесей, содержащих в своем составе TiC, Мо и Co, по схеме плазменной переконденсации. В качестве плазмообразующего газа и газа-охладителя использовался азот. Основной целью работы являлось изучение структурных особенностей и локализаций в нанокристаллических структурах TiC–Mo и TiC–Mo–Co карбида Mo₀,₄₂C_0,58. В результате исследований методами рентгенографии и просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения было установлено, что карбид молибдена Mo_0,42C_0,58 орторомбической модификации присутствует во всех фракциях переконденсированных механических смесей TiC–Mo и TiC–Mo–Co. С использованием электронной микроскопии на примере нанокристаллических фракций TiC–Mo и однократно переконденсированной смеси TiC–Mo–Co из тканевого фильтра рукавного типа проиллюстрировано наличие структур «ядро–оболочка», в которых тугоплавкие ядра представлены титан-молибденовыми карбидами Ti1–nMonCx, а в состав высококонтрастных металлических оболочек входят Mo, Mo₀,₄₂C₀,₅₈ и Co. Там же на электронно-микроскопических изображениях показана локализация орторомбического Mo₀,₄₂C₀,₅₈. Согласно полученным результатам можно заключить, что формирование структур «ядро–оболочка» происходит в процессе экстремального воздействия в виде плазмохимического синтеза механических смесей TiC–Mo и TiC–Mo–Co в низкотемпературной азотной плазме. При этом следует добавить, что кристаллизация нанокристаллических композиций со структурой «ядро–оболочка» осуществляется в тангенциальном потоке азота со скоростью охлаждения 105 °С/с с последующей сепарацией продуктов на ультра- и нанодисперсные фракции в циклоне вихревого типа и тканевом фильтре рукавного типа.

Рассмотрено влияние размера частиц порошков гексагональных ферритов на их электродинамические характеристики. В качестве объектов исследования использованы гексаферриты SrTi₀,₂Co₀,₂Fe₁₁,₆O₁₉ и BaSc₀,₂Fe₁₁,₈O₁₉. Помолом в высокоэнергетической планетарной мельнице в течение до 60 мин получены частицы порошков гексаферритов, средний размер которых последовательно уменьшался от 1,5–2,0 до 0,05–0,15 мкм. Анализ проведен с помощью растрового электронного микроскопа. В смеси с полимерным связующим (70% феррит + + 30% полимер) изготовлены образцы, поглощающая способность электромагнитного излучения (ЭМИ) которых исследована в СВЧ-диапазоне от 30 до 50 ГГц. Показано, что в композите с ферритом с уменьшением среднего размера частиц порошков гексаферритов BaSc₀,₂Fe₁₁,₈O₁₉ до 50–150 нм практически отсутствует пик, соответствующий ферримагнитному резонансу. Приведены зависимости действительных и мнимых частей магнитной и диэлектрической проницаемости в диапазоне частот от 107 до 109 Гц. В частотной зависимости магнитных потерь композита на основе феррита, который прошел механоактивацию в течение 60 мин, резонанс доменных границ не наблюдался. Феррит состава SrTi₀,₂Co₀,₂Fe₁₁,₆O₁₉ был подвергнут помолу в бисерной мельнице до частиц со средним размером 150–300 нм, затем сушке, прессованию, спеканию при температуре 1360 °С и последующему измельчению до размеров 200–500 мкм, в результате чего были получены аналогичные композиты в связке с полимером. Установлено, что с изменением технологии синтеза магнитного компонента существенно изменяются свойства композиций: резонансный характер поглощения ЭМИ не наблюдался. Измерена температура Кюри по методу Фарадея. Показано, что для исследуемого материала она составляет ~ 340 °С. Таким образом, выявлено влияние помола прекурсора на изменение магнитокристаллической анизотропии.

Рассмотрено применение процесса азидного самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС-Аз) для получения высокодисперсной порошковой керамической композиции TiN–SiC с теоретическим мольным соотношением нитридной и карбидной фаз от 1 : 4 до 4 : 1 с использованием процесса горения смесей порошковых реагентов соответствующего состава: азида натрия NaN₃, галоидных солей (NH₄)₂TiF₆, (NH₄)₂SiF₆, Na₂SiF₆, титана, кремния и углерода, в атмосфере газообразного азота. Термодинамические расчеты с применением компьютерной программы Thermo показали оптимальное давление азота в реакторе около 4 МПа и что в зависимости от состава реагентов конечный состав продуктов СВС-Аз может быть совершенно разным: включать только целевые фазы (TiN–SiC); наряду с целевыми фазами содержать примеси фаз нитрида кремния и свободного углерода (TiN–SiC–Si₃N₄–C); состоять только из фаз нитридов и свободного углерода (TiN–Si₃N₄–C). Установлено, что в случае применения галоидной соли (NH₄)₂TiF₆ образуются только целевые фазы TiN и SiC при любом соотношении нитридной и карбидной фаз в конечном составе порошковой композиции. При использовании галоидных солей (NH4)₂SiF₆ и Na₂SiF₆ целевые фазы TiN и SiC синтезируются при повышенном содержании титана в составе реагентов, т.е. только в случаях получения композиций с повышенным содержанием нитридной фазы TiN : SiC = 2 : 1 и 4 : 1. Экспериментальные исследования продуктов горения с применением растровой электронной микроскопии, энергодисперсионного и рентгенофазового методов анализа показали, что они существенно отличаются от теоретических составов продуктов полным отсутствием или сильно пониженным количеством фазы SiC в конечном составе порошковых композиций, синтезированных в режиме горения шихт с углеродом в насыпном состоянии, и в то же время отсутствием свободного углерода в конечном составе полученных порошков. Такое отличие объяснено тем, что при инициировании горения смеси порошков кремния и углерода сначала на первой стадии происходит синтез нитрида кремния с подъемом температуры до высоких значений, превышающих примерно 1900 °С, при которых синтезированный Si3N₄ диссоциирует, а затем на второй стадии возникающий кремний реагирует с углеродом, образуя SiC, более стабильный при высоких температурах. Но при горении очень мелкие легкие частицы технического углерода (сажи) могут удаляться (выдуваться) из горящего высокопористого шихтового образца насыпной плотности выделяющимися на первой стадии горения газами и не участвовать в превращении Si₃N₄ в SiC. В связи с этим в случаях сжигания шихт с небольшим содержанием углерода карбид кремния или совсем отсутствует, или образуется в малом количестве по сравнению с теоретически возможным, а основным компонентом композиции остается нитрид кремния Si₃N₄. При сжигании шихт с большим содержанием углерода формируется заметное количество SiC, но оно значительно меньше возможного теоретического, разница между которыми замещается содержанием нитрида кремния. Таким образом, впервые экспериментально показана возможность применения процесса СВС для получения композиций высокодисперсных керамических порошков TiN–Si₃N4 и TiN–Si₃N₄–SiC, состоящих из смеси наноразмерных (менее 100 нм) и субмикронных (от 100 до 500 нм) частиц при сравнительно малом содержании примеси свободного кремния (менее 1,4 %).

Работа посвящена исследованию кинетики и механизмов горения реакционных смесей в тройной системе Mo–Al–B, рассчитанных на образование MAB-фазы состава MoAlB. Показано влияние начальной температуры на основные параметры процесса горения. Установлено, что предварительный подогрев реакционной смеси слабо влияет на максимальную температуру горения. Рассчитано значение эффективной энергии активации процесса самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС). С применением баз данных AFLOW и Materials Project построены фазовые диаграммы в системе Mo–Al–B. Изучены фазовый состав и структура синтезированной керамики, в которой основной составляющей являются пластинчатые зерна MoAlB толщиной 0,4 мкм и длиной 2–10 мкм. Также идентифицированы линии промежуточных боридов MoB и Mo₂B₅, суммарная доля которых не превышает 3 %. Методами сканирующей электронной микроскопии и энергодисперсионной спектроскопии в межзеренных порах установлено наличие фазы Al₂O₃. Изучена стадийность химических превращений в волне горения и сделано предположение о механизме структурообразования. В процессе СВС первичными фазами могут являться MoO₂ и Al₂O₃, при этом фаза MoAlB образуется из борсодержащего алюминий-молибденового расплава. Выявлено, что субмикронные выделения МoB формируются в зоне дореагирования в результате частичного окисления алюминия по механизму дисперсного упрочнения.

Методом электротеплового взрыва (ЭТВ) под давлением исследовано влияние энергии активации на фазовые превращения (переходы) в системе W–C при стимулированном синтезе внешним источником тепла. Технология ЭТВ объединяет процесс самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) с дополнительным нагревом образца джоулевым теплом – прохождением электрического тока через синтезируемую смесь, и позволяет определять скорость химической реакции, которая очень чувствительна к внешним воздействиям: давлению, концентрации, форме образца, наличию пленки на продуктах горения и т.д. Изменяя энергию активации, возможно управлять скоростью химической реакции, т.е. током внешнего источника. Исследование проводилось в следующих условиях: температура Т = 293÷3700 К; концентрация углерода 49,8–50,2 ат.%; квазиизостатическое сжатие под давлением 96 МПа; напряжение и плотность тока внешнего источника – 10 В и 20 МА/м² соответственно; образцы диаметром 8 мм и массой 6 г. С помощью термограммы Т–τ системы W–C определены: четырехстадийность процесса синтеза, температуры особых точек фазовых превращений, температурные границы фаз и энергия активации процесса. Термограммы промежуточных состояний системы представлены в виде изотермических плато фазовых превращений. Анализ экспериментальных результатов и физическое представление процесса позволяют утверждать, что параметры температурного плато являются эффективной величиной энергии активации для продолжения режима синтеза. Описана каждая из 4 стадий синтеза смеси W–C. Предвзрывная стадия I – нагрев образца в температурной области Т = 293÷563К, реакция эндотермическая, эффективная величина энергии активации для продолжения режима синтеза Q = 2,96 кДж, а с учетом 1-молярной массы Е_а = 111,6 кДж/моль. Низкотемпературная (563–1190 К) стадия II – воспламенение, Q = 5,46 кДж, Е_а = 109,2 кДж/моль. Высокотемпературная стадия (III) в интервале Т = 1190÷2695К, превращение порядок–беспорядок, Q = 14,25 кДж, Е_а = 424 кДж/моль. И наконец, стадия IV протекает в интервале Т = 2695÷3695К, Q = 14,31 кДж, Е_а = 143,2 кДж/моль. Показано, что лимитирующей стадией с наибольшей энергией активации является процесс плавления.

Покрытия Mo–Si–B и Mo–Hf–Si–B были получены методом магнетронного распыления керамической мишени MoSiB, оснащенной 2 или 4 сегментами Hf. Их структура и состав исследовались методами сканирующей электронной микроскопии, энергодисперсионной спектроскопии, рентгенофазового анализа и спектроскопии комбинационного рассеяния света. Механические свойства определялись путем наноиндентирования при нагрузке 4 Н. Трещиностойкость покрытий исследовалась на микротвердомере при нагрузках 0,25–1,0 Н. Кинетика окисления изучалась при температуре 1000 °С на воздухе с суммарной выдержкой 300 мин. Жаростойкость покрытий определялась в результате кратковременных отжигов при температуре 1500 °С. Электрохимические испытания проводились методом вольтамперометрии в 1N растворе H₂SO₄. Результаты показали, что покрытие Mo–Si–B и покрытие Mo–Hf–Si–B, полученное с использованием 2 сегментов Hf, характеризуются столбчатой структурой. Применение 4 сегментов Hf при осаждении покрытий привело к увеличению плотности и подавлению образования нежелательной столбчатой структуры. Показано, что введение гафния в состав покрытий увеличивает скорость роста на 20 % и на порядок снижает размер зерен основной составляющей фазы h-MoSi₂, одновременно способствуя образованию HfB₂. Максимальные твердость (27 ГПа), модуль Юнга (370 ГПа) и упругое восстановление (62 %) были достигнуты для покрытия Mo–Si–B. Твердость покрытий, полученных с использованием 2 и 4 сегментов Hf, снизилась в 1,9 и 1,6 раза соответственно. При микроиндентировании покрытий Mo–Si–B и Mo–Hf–Si–B (2Hf) наблюдалось образование радиальных трещин. Образец, полученный с максимальной концентрацией гафния, обладал лучшей трещиностойкостью. Электрохимические испытания выявили, что коррозионная стойкость покрытий возрастает в ряду Mo–Hf–Si–B (2Hf) → Mo–Si–B → Mo–Hf–Si–B (4Hf). Все они показали хорошую стойкость к окислению при температурах 1000 и 1500°С. Однако на поверхности образцов Mo–Si–B и Mo–Hf–Si–B (2Hf) наблюдались участки отслоения покрытия. Покрытие Mo–Hf–Si–B (4Hf) продемонстрировало меньшую толщину оксидного слоя и лучшую стойкость к окислению из-за образования плотного защитного слоя SiO2 + HfO_х.

Представлены результаты исследований микроструктуры, химического и фазового составов покрытий, наплавленных на стальную подложку с использованием скользящего взрывного нагружения смесей порошков карбида хрома (Cr₃C₂) и титана. Равновесный фазовый состав покрытий рассчитывали путем численного термодинамического моделирования с использованием программного комплекса Thermo-Calc. Исследование структуры и элементного состава проводили с помощью растрового электронного микроскопа FEI Versa 3D с интегрированной системой микрорентгеноспектрального энергодисперсионного анализа EDAX Apollo X. Для проведения рентгеноструктурного фазового анализа использовали дифрактометр Bruker D8 Advance. Показано, что при нагружении порошкового слоя скользящей детонационной волной может быть реализован его сдвиг по поверхности подложки за счет горизонтальной составляющей массовой скорости частиц спрессованного материала. Сдвиг приводит к оплавлению внутреннего слоя спрессованного порошка и поверхностного слоя подложки в результате трения. Наличие жидкой фазы препятствует торможению спрессованного порошкового слоя, в результате чего большая его часть выносится с поверхности подложки. Оставшаяся на поверхности жидкая фаза претерпевает быструю закалку за счет теплоотвода в подложку и образует наплавленное покрытие, содержащее в своем составе компоненты как исходной порошковой смеси, так и покрываемой подложки. Установлено, что структура наплавленного слоя отличается крайне высокой дисперсностью (размер зерна не превышает 250 нм), а его фазовый состав оказывается близким к термодинамически равновесному. При использовании порошковых смесей карбида хрома с 40 % титана формируется покрытие, состоящее из карбида титана с металлической связкой на основе твердых растворов железа и титана в хроме.