Проведены исследования вязкости криолитоглиноземных расплавов промышленного состава NaF–AlF3–CaF2–Al2O3 с криолитовым отношением КО = 2,3 в зависимости от содержания CaF2, Al2O3 и температуры. Вязкость образцов криолитоглиноземных электролитов, приготовленных в лабораторных условиях, и образцов электролитов промышленных электролизных ванн измеряли ротационным методом с использованием реометра FRS 1600 («Anton Paar», Австрия). Область ламинарного течения расплава, определенная по зависимости вязкости от скорости сдвига при постоянной температуре, составила 10–15 с–1 для всех исследованных образцов. Измерения температурной зависимости вязкости криолитоглиноземных расплавов проводили при скорости сдвига 12 ± 1 с–1 в температурном интервале от ликвидуса до 1020 °С. Показано, что изменение вязкости всех образцов в исследуемом температурном интервале (50–80 °С) можно описать линейным уравнением.

Средний температурный коэффициент линейных уравнений, описывающих вязкость криолитоглиноземных электролитов, приготовленных в лабораторных условиях, составил 0,005 мПа·с/°С, что в 2 раза меньше, чем у электролитов промышленных ванн. Таким образом, изменение вязкости электролитов промышленных ванн с повышением температуры – более существенное. Добавки как глинозема, так и фторида кальция повышают вязкость криолитового расплава. Вязкость приготовленных образцов промышленного состава NaF–AlF3–5%CaF2–4%Al2O3 (КО = 2,3) равна 3,11 ± 0,04 мПа·с при рабочей температуре электролиза 960 °С, а вязкость электролитов промышленных ванн с таким же криолитовым отношением выше на 10–15 % и лежит в интервале 3,0–3,7 мПа·с в зависимости от состава.

Разработан оптимальный способ переработки Sn–Pb-сплава для получения товарного продукта – марочного олова О1–О3 (Sn  98,5 %). Выполнены лабораторные исследования по рафинированию Sn–Pb-сплава состава, мас.%: 53–60 Sn, 18–29 Pb, вначале методом вакуумной дистилляции (t = 1085÷1300 °С, Р = 15÷100 Па, τ = 3÷36 ч) для возгонки As, Sb и Pb, затем путем реагентного осаждения элементной серой и алюминием в составе Al–Sn-лигатуры в присутствии NH4Cl для отделения Cu, Fe и Sb. В результате получен Sn-содержащий остаток (выход ~60 %) следующего состава, мас.%: 92,39 Sn, 0,46 Pb, который был подвергнут реагентному рафинированию для получения марочного олова О3 (сквозной выход металла ~68 %) состава, мас.%: 99,5 Sn, 0,009 Pb. Выявлено, что для производства готового продукта марки О1 с прямым извлечением  90 % целесообразно осуществлять рафинирование из предварительно обезмеженного Sn–Pb-сплава. Разработана принципиальная схема и сформулированы рекомендации для технологического регламента по переработке Sn–Pb-сплава с получением технического олова и рекуперацией образующихся промпродуктов и отходов. В качестве агрегата для вакуумной дистилляции выбрана печь с раздельным получением As-, Sb-, Pb-конденсатов состава, мас.%: 94,2–98,3 As, 5,1–14,5 Sb и 78,9–86,4 Pb соответственно. Экономический эффект от переработки ~480 т/год Sn–Pb-сплава (~50,8 % Sn) с получением ~235 т/год марочного олова О1–О3 достигает ~39 млн руб./год.

Приведены результаты исследования влияния видов сварки (лазерной, электронно-лучевой и аргонодуговой) на свойства неразъемного соединения из сплава марки ЭП693 системы Ni–Cr–W–Co–Mo, используемого в производстве узлов и деталей газотурбинных двигателей. Для получения сварного шва при лазерной и аргонодуговой сварке использована присадочная проволока ЭП367 системы Ni–Mo–Cr–Mn. Для исследуемых видов сварки выполнен сравнительный анализ площадей нагрева, а также плотностей мощности. Установлено, что аргонодуговая сварка характеризуется большими значениями площади нагрева и плотности мощности по сравнению с лазерной и электронно-лучевой. Выявлено, что вид сварки оказывает влияние на особенности формирования сварных швов. Так, при электронно-лучевой сварке шов формируется с переходом на «кинжальное» проплавление в корне шва, а при лазерной – в виде песочных часов. Анализ микроструктуры околошовной зоны показал, что наименьший размер зерен наблюдается при лазерной сварке. Выполнен анализ распределения элементов в
сварном соединении. Установлено, что при сварке с применением присадочной проволоки повышается содержание Mo и снижается – W, Co, Al и Ti в сварном шве и околошовной зоне относительно основного материала. Это обуславливает особенности разрушения образцов, полученных рассматриваемыми видами сварки. Разрушение образцов, полученных при аргонодуговой и лазерной сварке, происходило по околошовной зоне со стороны усиления шва, а при использовании электронно-лучевой технологии они разрушались по сварному шву. Механические испытания образцов при комнатной и повышенной температурах показали, что наибольшей прочностью обладают образцы, полученные с использованием лазерной и электронно-лучевой технологий сварки.

Исследовано влияние режимов термообработки на коррозионную стойкость и прочностные свойства дисперсионно-твердеющего никелевого сплава ЭП718, изначально разработанного для условий авиапромышленности и применяющегося в настоящее время в нефтегазовой отрасли. Рассмотрено влияние температуры закалки (980–1130 °С) и времени выдержки (1–2 ч), а также продолжительности промежуточной и окончательной стадий старения (4–20 ч) при температурах 780 и 650 °С. Установлено, что прочностные и коррозионные свойства сплава ЭП718 определяются температурой закалки. При ее значении 980 °С достигаются наивысшие прочностные характеристики (предел текучести составляет σт = 950 МПа) за счет большего балла зерна, равного 3,5, и наличия включений разного размера (их объемная доля – 0,61 %), однако при этом скорость коррозии достигает V = 5,88 г/(м2·ч). При температуре 1130 °С наблюдаются наилучшие коррозионные характеристики (V = 2,04 г/(м2·ч)) за счет растворения нежелательных фаз (объемная доля неметаллических включений 0,47 %), однако при этом прочностные свойства понижаются (σт = 756 МПа), что объясняется меньшим баллом зерна – 2,7. Режим старения, состоящий из промежуточной ступени с выдержкой при t = 780 °С в течение 5 ч и окончательной ступени при 650 °С, τ = 16 ч с охлаждением на воздухе, приводит к максимальному упрочнению, что выражается в повышении твердости до 37,5–38,5 HRC. С помощью электрохимических исследований показано, что увеличение длительности старения приводит к снижению стабильности пассивного состояния.

Расчетными и экспериментальными методами, включая построение поверхностей ликвидуса, проведен сравнительный анализ фазового состава и морфологии первичных кристаллов в заэвтектических сплавах системы Al–Ca–Ni–X (где Х – Fe, Si, Mn). Показано, что дополнительное легирование базового сплава Al–6%Ca–3%Ni железом и кремнием приводит к формированию грубых вытянутых первичных кристаллов размером до 100 мкм в длину. Установлено, что добавка марганца, напротив, приводит к образованию сравнительно небольших (около 20 мкм) компактных первичных кристаллов двух 4-компонентных фаз – предположительно на основе тройных соединений Al9CaNi и Al10CaMn2. Определен состав эвтектик в четверных сплавах. Все алюминиево-кальциевые эвтектики характеризуются повышенной долей вторых фаз и более тонким строением по сравнению с алюминиево-кремниевой эвтектикой в силумине АК18, а также способностью к сфероидизации при нагреве начиная с 500 °С. Сочетание компактной и сферической морфологий частиц после отжига в сплаве 63-2Mn представляется благоприятным для деформации. Сравнение технологичности экспериментального сплава Al–8%Ca–1%Ni–2%Mn и марочного силумина АК18 показало преимущество первого. По совокупности характеристик он может рассматриваться в качестве основы для разработки заэвтектических сплавов нового поколения как альтернативы поршневым силуминам типа АК18. Экспериментальный сплав, микроструктура которого характеризуется компактной морфологией, малыми размерами первичных кристаллов и тонким строением эвтектики, в отличие от заэвтектических силуминов не требует специального модифицирования.

Керметы – это керамико-металлические композиционные материалы (композиты) с относительно большим содержанием керамических фаз – от 15 до 85 об.%. Если в XX веке керметы рассматривались в основном как композиты из высокотемпературных карбидных, оксидных, нитридных, боридных и силицидных керамических фаз с металлическими фазами группы железа, то в XXI веке представление о них значительно расширилось за счет появления композитов из керамических и металлических фаз с меньшими температурами плавления, в том числе сульфидов и МАХ-фаз, а также легких и легкоплавких металлов (Al, Mg, Cu, Ag, Pb, Sn). В связи с этим керметы стали рассматриваться не только как инструментальные, жаропрочные и износостойкие тяжелые конструкционные материалы, но и как легкие прочные конструкционные материалы для производства транспортных средств и функциональные материалы различного назначения. Однако достаточно часто керметам присущи такие недостатки, как склонность к хрупкому разрушению, сложность достижения однородности и воспроизводимости структуры, а также обнаружения дефектов, а кроме того, высокая стоимость производства таких материалов. Это обуславливает необходимость их дальнейшего развития, проведения исследований по совершенствованию состава, структуры и свойств керметов, поиску новых областей применения, разработке новых методов получения и снижению стоимости их производства. Обсуждены различные способы получения керметов: твердофазные, жидкофазные, газофазные и in situ методы. Более подробно рассмотрены технологии инфильтрации расплавами металлов, влияние смачивания, условия реализации самопроизвольной инфильтрации. Также подробно описаны результаты применения метода самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС), в том числе предложенного авторами настоящего обзора нового метода получения керметов на основе использования процесса СВС пористого керамического каркаса с последующей самопроизвольной инфильтрацией расплавом металла.