Представлены результаты исследования процесса искрового плазменного спекания порошков системы «бор–углерод–хром», а именно карбидов бора и хрома, а также диборида хрома. Синтез порошков (B₄C, CrB₂ и Cr₃C₂) для спекания осуществлялся с использованием оригинального безвакуумного электродугового реактора постоянного тока при длительности обработки исходной смеси порошков воздействием дугового разряда 60 с и силе тока, установленной на источнике постоянного тока, 200 А. Спекание объемных образцов на основе карбида бора (B₄C) и диборида хрома (CrB₂) проводилось при одинаковых параметрах – температуре t = 1800 °С и давлении Р = 60 МПа, а спекание керамического образца на основе карбида хрома (Cr₃C₂) – при t = 1300 °С и Р = 30 МПа. Также в процессе спекания объемных образцов на основе карбида бора в ряде случаев применялись спекающие добавки – 25 мас. % Cr₃C₂ и 20 мас. % CrB₂. Посредст­вом рентгеновской дифрактометрии был изучен фазовый состав спеченных образцов. Микроструктуру и элементный состав полученных образцов определяли с помощью растровой электронной микроскопии. Твердость спеченной керамики оценивали с использованием твердомера с наконечником Виккерса при малой нагрузке в 1 кг – установлено, что твердость образца B₄C составляет 22,7 ± 1,8 ГПа, CrB₂ – 12,6 ± 0,3 ГПа, Cr₃С₂ – 11,4 ± 0,1 ГПа. Введение спекающей добавки в виде 25 мас. % Cr₃С₂ при получении керамики на основе B₄C привело к снижению твердости до 17,7 ± 5,6 ГПа, однако наблюдалось повышение трещиностойкости полученного образца с 2,5 ± 0,2 до 3,3 ± 0,3 МПа·м^1/2. Добавка 20 мас. % CrB₂ при спекании B₄C позволила увеличить твердость объемного образца с 22,7 ± 1,8 до 26,8 ± 1,3 ГПа.

Металлические порошки нержавеющей стали являются наиболее распространенными исходными материалами, применяемыми для производства малогабаритных высокоточных машиностроительных деталей по технологии инжекционного формования металлических порошков с расплавами полимеров (MIM-технологии). Настоящая работа посвящена разработке состава и технологических режимов изготовления исходного сырья (гранулята) для производства деталей по МIM-технологии из отечественных компонентов: порошка нержавеющей стали мартенситного класса 09Х16Н4Б, связующего на основе полиформальдегида и технологических добавок (стеариновой кислоты, пчелиного воска и полиэтилена высокого давления). Исходный порошок нержавеющей стали имел сферическую форму частиц с размером основной массы частиц в диапазоне от 8 до 23 мкм. С применением сканирующей электронной микроскопии, метода определения показателя текучести расплава термопластов и пикнометрического метода исследовались микроструктуры, реологические и физические свойства полученных гранулятов. Установлены зависимости показателя текучести расплава (ПТР) от содержания исходных компонентов гранулята, соотношения металлической и полимерной частей, количества и вида технологических добавок, гранулометрического состава металлической части. Опытным путем определена оптимальная рецептура гранулята. Приведены результаты исследования микроструктуры и физических свойств опытных образцов, изготовленных по MIM-технологии, в сравнении со спеченными образцами из импортного гранулята марки Catamold^®. Показано, что для изделий, полученных по MIM-технологии, целесообразно использовать типовые режимы термообработки, поскольку схемы фазовых превращений не отличаются от традиционных для данного вида стали. Установлено, что образцы из разработанного гранулята соответствуют требованиям нормативных документов на применяемый материал и не уступают по физическим показателям гранулятам импортного производства.

Тугоплавкие керамические композиционные материалы системы «нитрид кремния – карбид кремния» (Si₃N₄–SiC) обладают широким спектром ценных свойств и находят применение в различных промышленных областях в качестве прекрасных огнеупоров, конструкционных жаропрочных материалов в условиях больших механических нагрузок при высоких температурах, легких функциональных материалов для защиты от микроволнового излучения в авиации и космонавтике. Свойства композиционной керамики Si₃N₄–SiC могут существенно улучшаться при повышении дисперсности компонентов композита, при переходе от компонентов микронных размеров к высокодисперсным (<1 мкм). Работа посвящена усовершенствованию простого энергосберегающего метода азидного самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) композиций таких порошков из смесей порошка азида натрия (NaN₃) и элементных порошков кремния и углерода за счет использования активирующей и карбидизирующей добавки порошкового политетрафторэтилена (ПТФЭ). Эти смеси (шихты) в насыпном и прессованном виде сжигались в реакторе с давлением газообразного азота 3 МПа. Измерялись максимальное давление и выход твердых продуктов горения. С применением сканирующей электронной микроскопии и рентгенофазового анализа определялись микроструктура и фазовый состав продуктов горения. Использование добавки ПТФЭ позволило устранить недостатки традиционного азидного СВС композиций Si₃N₄–SiC с применением галоид­ных солей NH₄F, Na₂SiF₆ и (NH₄)₂SiF₆. При сохранении высокой дисперсности синтезированных композиций порошков Si₃N₄–SiC их фазовый состав, особенно при использовании прессованных шихт, стал значительно ближе к задаваемому теоретическому составу, существенно увеличилось содержание карбида кремния в синтезированном продукте Si₃N₄–SiC при уменьшении содержания примесей свободных кремния и углерода.

Проведены спекание и исследование композиционных керамических материалов на основе наноструктурированных порошков MgO–ZrO₂. Диоксид циркония был дополнительно стабилизирован 3 мол. % оксидом иттрия. Применяемые нанопорошки предварительно обрабатывались методом механоактивации с помощью планетарной шаровой мельницы при частоте вращения размольных сосудов 10 Гц. В качестве мелющих тел использованы шары из диоксида циркония. Подготовленные порошки были спрессованы при давлении прессования 50, 100, 200 и 300 МПа. Полученные прессовки спекались в высокотемпературной печи при температуре 1700 °С. На подготовленной полированной поверхности спеченных образцов проведены микроструктурные исследования методом растровой электронной микроскопии. Выполнено EDX-картирование для выявления распределения элементов, установлено наличие двух фаз во всех изученных образцах. Для оценки эффективности влияния стабилизирующих добавок на полиморфное превращение диоксида циркония осуществлен рентгенофазовый анализ. В ходе исследования определены пористость материалов и ее зависимость от давления прессования и содержания оксида магния. При проведении индентирования на приборе «NanoIndenter G200» изучены механические свойства образцов – твердость по Мартенсу и модуль упругости, а в ходе Scratch-тестирования на данном оборудовании – их предел прочности на изгиб. По методу индентирования с использованием зависимости Маршала–Эванса определена трещиностойкость образцов. В ходе исследования установлено влияние добавок оксида магния на физико-механические свойства композитной керамики MgO–ZrO₂.

При использовании комбинированной технологии электроискрового осаждения (ЭИО) и высокомощного импульсного магнетронного распыления (ВИМР) с применением электрода/мишени из керамики HfSi₂–HfB₂–MoSi₂ на подложке ниобия получено двухслойное покрытие толщиной ~15 мкм. Механизм формирования, морфология и структура покрытия исследованы методами рентгеноструктурного фазового анализа, оптической эмиссионной спектроскопии тлеющего разряда, рентгеноспектрального микроанализа, растровой и просвечивающей электронной микроскопии. Установлено, что ЭИО-покрытие на 65 мас. % состоит из фаз, являющихся продуктами взаимодействия электрода с подложкой: NbSi₂, Nb₅Si₃, и имеет градиентное распределение кремния (от 8 до 54 ат. %) по толщине в направлении от подложки к поверхности покрытия. Верхнее аморфное ВИМР-покрытие характеризуется толщиной ~5 мкм. Анализ структурно-фазовых превращений при нагреве ЭИО-покрытия до 900 °С показал, что отжиг приводит к его разделению на два слоя: внутреннего из дендритных зерен метастабильной фазы γ-Nb₅Si₃ и внешнего на основе NbSi₂. ВИМР-покрытие кристаллизуется с последовательным образованием фаз (Hf,Mo)B₂ при 700 °С, MoSi₂ при 800 °С и Hf₃Si₂, HfSi₂ при 900 °С. При этом содержание Si практически не изменяется. Таким образом, в результате двухстадийного процесса осаждения и последую­щего высокотемпературного отжига получено многослойное защитное керамическое покрытие, состоящее из внешнего слоя (Hf,Mo)B₂–MoSi₂–HfSi₂, промежуточного слоя NbSi₂ и внутреннего слоя Nb₅Si₃ со значениями твердости 9,4, 23,3 и 19,4 ГПа соответственно, позволяющее значительно продлить срок службы ниобия марки Нб-1.

Статья посвящена получению антифрикционных износостойких покрытий методом магнетронного распыления с использованием композиционных катодов-мишеней TiCrNiC и TiCrNiC–CuSnP в среде Ar и Ar + 15 % N₂. Отдельное внимание уделено изучению фазового состава и структуры мишеней, изготовленных с применением метода самораспрост­раняющегося высокотемпературного синтеза (СВС). Структурные исследования мишеней и покрытий выполнены методами рентгенофазового анализа, растровой электронной микроскопии, энергодисперсионной спектроскопии и оптической эмиссионной спектроскопии тлеющего разряда. Механические и трибологические свойства покрытий измерены с использованием методов наноиндентирования, скратч-тестирования и измерительного скольжения. Установлено, что полученные покрытия обладали плотной малодефектной структурой с равномерным распределением элементов по толщине. Основу покрытий составляли ГЦК-фазы с-TiC(N) и с-(Ni,Cr). При введении в состав покрытий меди формировалась дополнительная аморфная фаза на ее основе. Покрытия обладали твердостью в диапазоне 18–21 ГПа и модулем упругости на уровне 220–235 ГПа, а также характеризовались высокой критической нагрузкой адгезионного разрушения до 60 Н. Минимальный коэффициент трения 0,17–0,18 демонстрировали нереакционные покрытия Ti–Cr–Ni–C, для остальных составов его значения находились в интервале от 0,22 до 0,25, в то время как у стальных подложек без покрытия этот показатель составлял 0,63–0,71. Величина приведенного износа, в зависимости от материала используемых контртел и составов покрытий, изменялась от 1,1·10^–6 до 5,0·10^–6 мм³/(Н∙м), что почти на два порядка ниже, чем у материала подложки: (1,2÷2,7)·10^–4 мм³/(Н∙м).