В последнее время наблюдается большой интерес к порошковой металлургии – в частности, благодаря активному развитию аддитивного производства, в связи с чем актуальной задачей является разработка методов получения исходных порошков металлов, которые обладали бы низкой стоимостью, но соответствовали высоким требованиям потребителя. Настоящая работа является продолжением исследований титановых порошков, получаемых методом СВС-гидрирования и термического дегидрирования. Полученные ранее порошки гидрида титана по технологии СВС были просеяны на фракции, соответствующие гранулометрическому составу порошка титана марок ПТК, ПТС, ПТМ и ПТОМ. Далее порошковые образцы гидрида титана были дегидрированы с помощью вакуумного отжига в электрической печи сопротивления. В процессе дегидрирования была исследована кинетика выделения водорода из порошка титана в зависимости от размера частиц. Изучены макро- и микроструктура, химические, технологические свойства дегидрированных порошков. Установлено, что порошок титана после дегидрирования сохранил исходную полигональную осколочную форму. Средний размер частиц уменьшился на 5–20 %, на крупных частицах были обнаружены «сателлиты». Химическим анализом выявлено, что крупные образцы содержат большее количество остаточного водорода и газовых примесей (Σ 0,77 мас. %), чем тонкие порошки (около Σ 0,26 мас. %). Согласно исследованиям технологических свойств, получаемые порошки обладают необходимыми характеристиками для применения в порошковой металлургии титана (исключением является низкая текучесть порошков из-за формы частиц и микронеоднородности структуры). Таким образом, показана перспективность метода СВС-гидрирования и термического дегидрирования, который позволяет изготавливать качественные порошки титана.

Представлены результаты экспериментально-аналитических исследований процесса газоструйного диспергирования расплава и получения бериллиевых гранул. Показано влияние природы (азот, гелий), скорости подачи охлаждающего газа (300–650 м/с), температуры расплава и размера образующихся капель (<500 мкм) на скорость охлаждения и свойства гранул. Установлено, что в зависимости от регламента распыления затвердевание бериллиевых гранул может происходить по двум механизмам: кристаллизация, аморфизация (стеклование). При распылении азотом расплава бериллия гранулы диаметром менее 100 мкм затвердевают по механизму стеклования (аморфизируются), а диаметром более 300 мкм – по механизму кристаллизации. При этом определенная фракция гранул (размером от 100 до 300 мкм) затвердевает по смешанному механизму – поверхность аморфизируется, а центральная часть кристаллизуется, в результате чего происходит отслаивание «скорлупы» по поверхности перехода от механизма стеклования к механизму кристаллизации. Толщина «скорлупы» зависит от диаметра гранулы и составляет 10–15 мкм (на гранулах 300 мкм) и 20–25 мкм (на гранулах 100 мкм). Полученные результаты исследований хорошо согласуются с гипотезой о стеклокристаллическом механизме затвердевания гранул бериллия, обуславливающем расслоение их по межфазной границе. Такое затвердевание, по смешанному механизму, приводит к образованию легко отслаиваемой «корочки» на грануле, которая наиболее загрязнена примесями. Понимание изученного эффекта создает перспективы для его практического применения при получении специальных материалов из бериллия. Возможность отделения «корочки» от «ядрышка» создает условия для получения особых сортов спеченного бериллия для использования в атомных реакторах и производстве фольги, где необходима микроструктура бериллия с «чистыми» границами.

Изучена двухэтапная обработка в высокоэнергетической мельнице в воздушной среде шихты композиционного порошкового материала Pb–C на основе порошков свинца (ПС1) и графита (ГИСМ). Установлено влияние содержания графита (С_г) и времени механоактивации (τ) на гранулометрический состав шихты. Показано, что распределение частиц по размерам может быть описано уравнением Розина–Раммлера. Выявлена взаимосвязь между значениями параметров этого уравнения и уровнем качества получаемых горячепрессованных материалов, а также величиной показателя, оцениваемого значениями обобщенной функции желательности. Рассмотрен механизм формирования порошковой шихты Pb–C в процессе механоактивации, связанный с образованием малосвязанных агломератов композиционных частиц, легко разрушающихся при ручной обработке шихты в ступке. Установлено, что экстремум функции распределения частиц по размерам смещается в область меньших значений средних размеров композиционных частиц Pb–C, составляющих агломераты. Выявлено, что размер образованных агломератов зависит от содержания графита в шихте и времени механической обработки. На основе многокритериальной оптимизации определены оптимальные значения технологических факторов (τ = 1,8 кс, С_г = 0,15 мас. %) приготовления шихты, полученной в режиме двухэтапной механической обработки, обеспечивающие повышенный комплекс физико-механических свойств (прочность на срез σ_ср = 6,3 МПа, твердость HRR = 109, электропроводность L = 1,812 Ом^–1) горячепрессованного композиционного материала Pb–С. В результате рентгеноструктурного анализа выявлено формирование оксидов свинца в процессе механоактивации шихты Pb–C, а также увеличение полуширины дифракционного профиля линий (111) и (222) и последующее ее снижение после операции горячего прессования. Получены сравнительные данные применения стружковых отходов на основе свинца и композиционных материалов на основе порошка свинца, свидетельствующие о более низком оптимальном содержании графита в случае использования порошка свинца ПС1 (С_г = 0,15 мас. %), чем стружковых отходов (С_г = 0,5 мас. %).

Проведено исследование углеволокна (УВ) марки UMT 49-12К-ЕР ООО «Алабуга-Волокно» (АО «Юматекс»). Изучены его физико-химические свойства. С помощью рентгеновской дифракции и атомно-эмиссионной спектроскопии определены межплоскостные размеры и химический состав УВ. Исследования поверхностных свойств углеволокна (удельной поверхности и распределения пор по размерам) проведены по адсорбции азота. Удельная поверхность рассчитана по методу БЭТ и составила 0,29 м²/г. Объем мезопор и их распределение по размерам рассчитывали по методу Баррета, Джойнера и Халенды. Методом обратного титрования проведен анализ содержания поверхностных функциональных групп. Наличие карбоксильных, фенольных и карбонильных групп не обнаружено. Обработку дифрактограмм осуществляли посредством двухкомпонентной модели описания профиля. По результатам атомно-эмиссионного спектрального анализа установлено, что в примесном химическом составе углеволокна преобладают соединения кремния. Подтверждено, что в инертной среде эпоксидный аппрет, которым пропитано данное УВ для улучшения эксплуатационных свойств, подвергается термической деструкции при температурах 300–400 °С, в то время как само углеволокно не теряет массу при нагревании до 950 °С. Установлено, что данное УВ сгорает на воздухе при температуре свыше 550 °С, что превышает температуру, указанную в литературе для углеродного волокна без специальных добавок. По результатам проведенных исследований предложены методики исследования углеволокна.

Методом пикоиндентирования изучена твердость ламели переменной толщины, вырезанной из массивного мелкозернистого твердого сплава WC–6 %Co–0,2 %TaC с размером зерна около 0,5 мкм. Пикоиндентирование проводилось алмазным индентором Берковича с радиусом закругления около 50 нм, а обработка экспериментальных кривых выполнена по модели Оливера–Фарра. Показано, что значения твердости, получаемые при пикоиндентировании ламели, существенно зависят от ее толщины. Твердость электронно-прозрачного участка (толщина менее 100 нм) ламели составляет 11,3 ± 2,8 ГПа, а электронно-непрозрачного (толщина более 200 нм) – 20,8 ± 1,2 ГПа. Пониженные значения твердости в электронно-прозрачных объектах (толщина ~100 нм) предположительно связаны с комбинацией нескольких факторов: возможным изгибом тонких кобальтовых прослоек, наличием краевого эффекта и близко расположенных стоков дефектов структуры, в роли которых выступает поверхность ламели. Выполнены in situ ПЭМ-исследования структурных превращений при нагреве ламели WC–6 %Co–0,2 %TaC, в том числе в присутствии оксидных фаз (WO_x). Оксидные фазы на поверхности ламели были получены в результате окисления ламели при температуре 200 °С в воздушной атмосфере. Показано, что при нагреве до 500 °С существенных изменений структуры не наблюдается, а при температуре 600 °С начинается быстрое утонение кобальтовых прослоек за счет интенсивной поверхностной диффузии кобальта. Одновременно с этим зафиксировано образование в связке наноразмерных частиц фазы Co₃W₃C дисперсностью от 5 до 20 нм, которые появляются по причине смещения равновесного фазового состава твердого сплава из двухфазной области WC + γ в трехфазную WC + γ + Co₃W₃C в результате окисления ламели.

Известно, что хром в составе металлических композиций формирует плотные пассивирующие пленки, замедляющие коррозию. Новое Fe–Cr–Cu-покрытие осаждено на сталь Ст3 электроискровой обработкой в анодной смеси, состоящей из медных и титановых гранул с добавлением порошка хрома в количестве от 4,85 до 13,26 мас. %. Привес катода увеличивался почти двукратно с ростом добавки порошка хрома в анодную смесь. Структуру покрытий исследовали методами рентгенофазового анализа, сканирующей электронной микроскопии и энергодисперсионной спектрометрии. Фазовый состав покрытий представлен феррохромом и медью. Показано, что предложенная методика электроискровой обработки позволяет получать Fe–Cr–Cu-покрытия со средней концентрацией хрома от 55 до 83 ат. %. Среднее содержание меди в приготовленных покрытиях находилось в диапазоне от 5 до 16 ат. %. Наибольшая концентрация хрома наблюдалась в покрытии, приготовленном с добавкой 13,26 мас. % Cr в анодную смесь. Коррозионное поведение покрытий исследовали методами потенциодинамической поляризации и импедансной спектроскопии в 3,5 %-ном растворе NaCl. Поляризационные испытания показали, что нанесение Fe–Cr–Cu-покрытий на сталь Ст3 позволяет повысить ее коррозионный потенциал от 12 до 19 % и снизить ток коррозии от 1,5 до 3,4 раза. Микротвердость поверхности покрытий составляла от 3,08 до 4,37 ГПа, а коэффициент трения – от 0,75 до 0,91. Максимальная твердость и наименьший коэффициент трения наблюдались у покрытия с наибольшим содержанием хрома. Показано, что Fe–Cr–Cu-покрытия позволяют улучшить износостойкость поверхности стали Ст3 от 1,5 до 3,8 раз.

Работа посвящена исследованию формирования структуры легированного алюминида никеля в процессе автоматизированной электродуговой наплавки колеблющимся электродом (плавящейся композиционной проволокой), при котором дуга совершает поперечные перемещения с частотой f по поверхности расплава сварочной ванны. Использование такого приема в сравнении с традиционной технологией наплавки позволяет перемещать вместе с расплавом сварочной ванны фронт кристаллизации (при f  = 1,3 Гц) или стабилизировать его (при f  ≥ 2 Гц) в поперечном сечении наплавляемого металла. Изучена эволюция структуры наплавленных сплавов. Установлено, что наиболее структурно чувствительной фазой являются участки сосредоточения никель-алюминиевой эвтектики, скопления частиц которой, в зависимости от условий теплоотвода вблизи фронта кристаллизации, образуют участки слоистой текстуры. Показано, что после 50 теплосмен (нагрев до 1100 °С, охлаждение до 25 °С) твердость исследуемого сплава перестает зависеть от последующего термического циклирования и сохраняется неизменной на уровне 34–35 HRC. Наибольшая стойкость наплавленного металла к появлению трещин термической усталости обеспечивается при формировании в его структуре близкого к оптимальному соотношения относительно вязкого, легированного железом и другими элементами γ-твердого раствора и никель-алюминиевого мартенсита, состав которого соответствует Ni₂Al-фазе. Термические условия получения такой структуры обусловлены замедленным охлаждением закристаллизовавшегося металла с высоких температур при достижении f  ≥ 2,8 Гц. Анализ изменения сопутствующего термоусталостным испытаниям окислительного изнашивания (оцениваемого потерей массы) при температуре нагрева металла 1100 °С показал преимущества исследуемого сплава над промышленными сплавами на основе никеля и кобальта.

Статья к 90-летию академика РАН Владимира Никитовича Анциферова посвящена этапам становления ученого, истории создания крупнейшего в России Научного центра порошкового материаловедения, достижениям его научной школы. Освещена деятельность В.Н. Анциферова как директора Научного центра, профессора и заведующего кафедрой Пермского национального исследовательского политехнического университета, а также приведены важнейшие научные разработки ученого и возглавляемого им коллектива в области порошковой металлургии и материаловедения для авиакосмического комплекса, машино- и приборостроения, нефтедобычи, медицины и других отраслей промышленности.