Приведены результаты исследований по получению композитов с медной матрицей, армированных зернами TiC и содержащими частицы графита, в режиме самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) карбида титана с последующей инфильтрацией расплава Cu–Ti в горячий каркас TiC–графит. Образцы изготавливали прессованием порошковых смесей в виде двухслойного цилиндрического брикета: верхний слой – Cu + Ti, нижний – (Ti + C) + графит. При нагревании реакция горения инициировалась в нижнем слое образца, где происходили образование пористого карбида титана и последующая его инфильтрация медно-титановым расплавом из верхнего слоя. В результате СВС-инфильтрации были получены композиты TiC–C–Cu(Ti). С помощью методов электронной микроскопии и энергодисперсионной спектрометрии установлено, что изменение содержания Ti в Cu-расплаве влияет на структуру композита, вызывая неоднородность состава металлической матрицы и изменение морфологии частиц TiC. Карбид титана формировался в виде многогранных частиц, что указывает на его нестехиометрический состав (Ti:C ≈ 1:0,7÷1:0,4) вследствие взаимодействия Ti, растворенного в расплаве, с ранее образовавшимся карбидом титана. Кроме того, медно-титановый расплав реагировал с частицами графита, образуя слой частиц карбида титана на межфазной границе. Таким образом, благодаря присутствию титана в меди химическое взаимодействие медного расплава с TiC–C-каркасом, обеспечивало хорошее смачивание и самопроизвольную инфильтрацию расплава Cu–Ti в СВС-каркас TiC–C. Твердость медно-титановой матрицы достигала 55,1 HRC, что обусловлено упрочнением за счет растворения титана в меди.

Рассмотрены основные закономерности формирования структуры и фазового состава материалов системы Fe–Ti, перспективных для хранения водорода, при уплотнении взрывом порошковых смесей титана с железом и спекании полученных прессовок в межкритическом интервале температур. Установлено, что взрывное прессование смесей порошков Ti + Fe обеспечивает возможность получения материалов, состоящих из зерен титана и железа с практически нулевой порис­тостью и развитой поверхностью контакта между частицами, что создает благоприятные условия для межфазного взаимодействия между ними при последующем нагреве. Нагрев таких материалов до 1100 °C с выдержкой при этой температуре в течение 1 ч приводит к появлению жидкой фазы, выделению в ней интерметаллических фаз TiFe и Ti₂Fe и образованию после охлаждения структуры TiFe + Ti₂Fe (при содержании Ti от 57 до 59 ат. %) или TiFe + Ti₂Fe + β-Ti (59–68 ат. % Ti). Рассмотрены водородосорбционные свойства полученных материалов при электрохимическом гидрировании. Показано, что появление в структуре наряду с интерметаллидом TiFe сопутствующих фаз (β-твердого раствора железа в титане и метастабильного интерметаллида Ti₂Fe) приводит к устранению необходимости активации материалов и сопровождается сущест­венным увеличением водородной емкости при первичном гидрировании. Установлено, что способность к обратимому гидрированию материалы системы Ti–Fe с повышенным содержанием титана сохраняют до его значения 67 ат. % Ti. Выявлено, что наиболее высокая величина обратимой водородной емкости достигается при 64 ат. % Ti и соответствует 2,16 мас. % H, что существенно больше емкости традиционных материалов системы Ti–Fe, используемых в настоящее время. Соотношение содержаний фаз TiFe и Ti₂Fe в структуре материала при этом оказывается близким к 1:1.

Металломатричные композиты Ti13Nb13Zr/(Ti,Nb)B и Ti18Nb8Zr/(Ti,Nb)B (количество TiB₂ в исходной шихте составляло 0,7 и 2,0 мас. %), а также неармированные сплавы Ti13Nb13Zr и Ti18Nb8Zr (для сравнения) были получены вакуум­но-дуговым переплавом. Структуры неармированных образцов представлены игольчатым α-мартенситом, состоя­щим из реек субмикронной толщины, расположенных в β-матрице. Микроструктура литых композитов состояла из аналогичных 2-фазных α + β-матриц Ti13Nb13Zr и Ti18Nb8Zr и множественных хаотично расположенных в них волокон боридов (Ti,Nb)B. У неармированного сплава Ti13Nb13Zr предел текучести составил σ_0,2 = 600 МПа, а относительное удлинение – δ = 21 %. Композиты Ti13Nb13Zr/(Ti,Nb)B из шихты с 0,7 и 2,0 мас. % TiB₂ продемонстрировали увеличение предела текучести до 620 и 730 МПа и снижение относительного удлинения до 3,6 и 0,5 % соответственно. У неармированного сплава Ti18Nb8Zr установлены значения σ_0,2 = 560 МПа и δ = 15 %. Добавление 0,7 и 2,0 мас. % TiB₂ в матрицу сплава Ti18Nb8Zr привело к повышению σ_0,2 до 610 и 700 МПа и снижению δ до 6 и 0,3 % соответственно. Выявлено, что армирование сплавов Ti13Nb13Zr и Ti18Nb8Zr боридами, независимо от их концентрации, позволяет повысить коррозионную стойкость этих материалов. Исследование трибологических свойств показало приемлемый высокий уровень износостойкости композитов Ti13Nb13Zr/(Ti,Nb)B и Ti18Nb8Zr/(Ti,Nb)B.

Ультрамелкозернистые (УМЗ) керамические материалы проявляют повышенную надежность в сравнении с крупно­кристаллической керамикой за счет наличия большего количества межзеренных границ. Это позволяет увеличивать путь трещины при межкристаллитном разрушении, что особенно полезно для композитных материалов, где такое разрушение, как правило, доминирует. Получение УМЗ-структуры требует понимания особенностей спекания и роста зерен в керамических материалах. В настоящей работе субмикронные стехиометрические (C/Me = 1) и нестехиометрические (C/Me = 0,8) однофазные порошки (d = 150÷350 нм) бинарных и высокоэнтропийных карбидов (ВЭК) получали методом кальций-карботермического синтеза. Керамические порошки подвергали искровому плазменному спеканию (ИПС), варьи­руя температуру в диапазоне 1350–1950 °С и время процесса в интервале 0–20 мин. Исследовалось влияние температуры ИПС и стехиомет­рии порошков на рост зерна, усадку при спекании, а также на энергию активации спекания и собирательной рекристаллизации. Проведено сравнение ВЭК и карбида тантала. Показано, что стехиометрия карбидов оказывает влияние на процессы спекания. Снижение стехиометрии, т.е. повышение концентрации углеродных вакансий, уменьшает величину энергии активации спекания и собирательной рекристаллизации, а также увеличивает скорость усадки. Показано, что момент начала роста зерна не зависит от стехиометрии и начинается при плотности ~0,9÷0,95, при этом в плотной керамике (>0,95) рост зерна происходит наиболее интенсивно в стехиометрических карбидах, что наблюдается в ВЭК и TaC.

Исследование направлено на разработку и характеристику порошковых сплавов системы Co–Cr–Fe–Ni, упрочненных наночастицами WC или ZrO₂. Компактные образцы были получены механическим легированием эквиатомной смеси порошков Co, Cr, Fe и Ni с добавлением 0,5–2,0 об. % WC или ZrO₂ с последующим горячим прессованием. Рентгеноструктурный анализ образцов подтвердил формирование однофазной ГЦК-структуры, а методы СЭМ и ЭДС показали равномерное распределение упрочняющих частиц в матрице. Наилучшие механические свойства зарегистрированы для следующих композиций: (CoCrFeNi) + 1 об. % WC (твердость 73 HRA, пределы прочности на растяжение σ_в = 1292 МПа и на изгиб σ_изг = 2267 МПа), (CoCrFeNi) + 1 % ZrO₂ (72,5 HRA, σ_в = 1360 МПа) и (CoCrFeNi) + 2 % ZrO₂ (σ_изг = 2285 МПа). Прочность исследуемых сплавов была в несколько раз выше, чем у порошковых композиций (CoCrFeNi)_100–xTi_x (х = 4÷12 ат. %), дисперсионно упрочненных вторичными фазами. Максимальная пластичность (относительное удлинение δ = 2,3 %) сплава (CoCrFeNi) + 0,5 % ZrO₂ на порядок превышала показатели Ti-содержащих аналогов, но значительно уступала неупрочненным сплавам CoCrFeNi (δ = 56÷88 %). Трибологические испытания выявили преимущества состава с 1 % WC, показавшего минимальные износ (0,96·10^–4 мм³/(Н·м)) и коэффициент трения (μ = 0,69) благодаря формированию стабильного трибослоя. ZrO₂-содержащие сплавы имели повышенный износ ((2,20–2,22)·10^–4 мм³/(Н·м)) и более высокий коэффициент трения (μ = 0,78) вследствие хрупкого разрушения керамической фазы. Свойства сплава (CoCrFeNi) + 1 об. % WC позволяют использовать его в условиях, требующих высокой прочности и износостойкости, тогда как ZrO₂-содержащие материалы нуждаются в дополнительной модификации для улучшения их эксплуатационных характеристик.

Изучено влияние подложек из твердого сплава WC–Co (6 мас. %) и быстрорежущей стали (БРС) марок Р18 (Россия), T1 (США) и HS18-0-1 (Германия) на свойства упрочняющих ионно-плазменных вакуумно-дуговых (Arc-PVD) покрытий системы Ti–Mo–Al–Si–Ni–N. Отмечено снижение твердости, адгезионной прочности, износостойкости покрытий на быстрорежущей стали, что объясняется уменьшением сжимающих остаточных макронапряжений по сравнению с покрытиями на твердосплавной подложке. Установлено, что этот эффект вызван локальным перегревом покрытия в процессе его нанесения. При бомбардировке ионами тепло в зоне роста покрытия отводится медленно, что приводит к релаксации внутренних напряжений. Показано, что данное явление определяется более низким коэффициентом температуропроводности быстрорежущей стали по сравнению с твердым сплавом. Этот эффект подтверждается результатами моделирования нагревания подложки и растущего покрытия.

С помощью комплекса методов, включающего низкотемпературную адсорбцию азота, растровую электронную микроскопию, рентгенофазовый анализ и др., исследованы дисперсный состав и морфология частиц порошков аморфного бора, пентаоксида ванадия и бора, модифицированного 2 мас. % пентаоксида ванадия. Изотермы адсорбции рассмотрены с позиции их соответствия изотермам по классификации С. Брунауэра, Л. Деминга, У. Деминга и Э. Теллера (БДДТ), а также определенному виду пористости, что необходимо для понимания области дальнейшего применения порошков. Показано, что тип химической связи в адсорбенте, его структура и особенности формирования поверхности в процессе модифицирования влияют на адсорбционно-структурные характеристики синтезированного образца и позволяют изменять его текстурные параметры.

Исследована возможность получения покрытий на подложке из C/C–SiC-композита по технологии шликерно-обжигового наплавления порошковых композиций MoSi₂–HfB₂–Si, MoSi₂–HfSi₂–HfB₂–SiB₄ и MoSi₂–HfSi₂–SiB₄ при температуре 1620 °C и давлении разрежения аргона ~100 Па. Покрытия имеют каркасную структуру, образованную главным образом фрагментарно спеченными зернами MoSi₂ и равномерно распределенными между ними частицами HfB₂. Морфология синтезированных частиц HfB₂ представлена полиэдрическими образованиями размером от 5 до 10 мкм и нановискерами толщиной 100–200 нм и длиной 2–4 мкм. Предложена последовательность реакционного взаимодействия в системах MoSi₂–HfSi₂–HfB₂–SiB₄ и MoSi₂–HfSi₂–SiB₄, определяющая синтез in situ вторичных фаз HfB₂ и SiС. Установлено, что спекание зерен происходит лишь фрагментарно и протекает преимущественно по жидкофазному механизму, о чем свидетельствует наличие в структуре множества фрагментов с высокой компактностью (особенно для системы MoSi₂–HfSi₂–SiB₄). При этом доля промежуточной жидкой фазы в обеих системах оказалась недостаточной для получения покрытий с необходимой высокой сплошностью структуры во всем объеме. Проведены физико-химические расчеты в исследуемых системах. Показано, что общая пористость покрытий в зависимости от состава составляет ~ 53÷57 %. Установлено, что наибольший вклад в формирование несплошностей вносят испарение кремния и пиролиз органического связующего при термической обработке, а пористость от их вклада составляет 29–37 и 20–25 % соответственно. Определены перспективные направления снижения пористости покрытий, формируемых по рассмотренной технологии.