Наноструктурные процессы при разрушении и изнашивании твердосплавного режущего инструмента

Технология и технологические машины

УДК 621.9

Наноструктурные процессы при разрушении и изнашивании твердосплавного режущего инструмента

Ю.Г. Кабалдин, Е.Е. Власов

Нижегородский государственный технический университет им. Р.Е. Алексеева (НГТУ им. Р.Е. Алексеева), 603950 Н. Новгород, Российская Федерация, ул. Минина, д. 24

Nanostructured Processes at the Destruction and Wear of Carbide Cutting Tools

Y.G. Kabaldin, E.E. Vlasov

Nizhny Novgorod State Technical University (NNSTU) named after R.E. Alekseev, 603950, Nizhny Novgorod, Russian Federation, Minin St., Bldg. 24

e-mail: uru.40@mail.ru, politechnik@list.ru

В настоящее время исследование наноструктурных процессов при разрушении и изнашивании твердосплавного режущего инструмента является актуальной задачей. Приведены результаты расчета напряженного состояния режущего клина твердосплавного инструмента численным методом. Впервые определены особенности распределения напряжений в режущем клине инструмента, возникающие вследствие износа передней поверхности инструмента. Установлены наиболее вероятные причины и механизмы разрушения инструмента, которые могут быть положены в основу разработки рекомендаций по повышению интенсивности процесса обработки. Рассмотрено влияние структуры твердого сплава на хрупкое разрушение и износ инструмента. Показано, что прочность твердого сплава определяют наноструктурные прослойки кобальтовой фазы. Установлено, что при оптимальной скорости резания реализуется механизм наноструктурного характера изнашивания зерен карбидной фазы с последующим образованием ансамбля наночастиц износа, который способствует повышению износостойкости контактных поверхностей инструмента. Этот процесс следует рассматривать как результат самоорганизации системы резания. Указаны пути повышения работоспособности режущего инструмента.

Ключевые слова: твердые сплавы, инструмент, разрушение, износ, наноструктурные процессы.

At present, the study of nanostructured processes at the destruction and wear of carbide cutting tools is an important task. The results of numerical calculations for stress states of carbide tool cutting wedges are presented. For the first time it has been specified how the stresses that arise due to the wear on the front surface of the tool are distributed in the cutting wedge. The most likely causes and mechanisms of tool fracture have been determined. These findings can be used to develop recommendations to increase the rate of the machin-

ing process. The influence of the carbide structure on the brittle fracture and tool wear has been analyzed. It has been shown that the strength of the carbide is determined by the nanostructured layers of the cobalt phase. It has been found that at the optimum cutting speed a process of nanostructured character occurs. During this process the carbide phase grains undergo wear and subsequently form an ensemble of wear nanoparticles that contributes to the durability of the tool contact surfaces. This process should be regarded as a result of self-organization of the cutting system. The ways to increase the efficiency of the cutting tools have been specified.

Keywords: cemented carbide, tools, destruction, wear, nanostructured processes.

Для изучения влияния напряженного состояния на разрушение инструмента в работе [1] рассмотрено сечение режущего клина, подверженного заданным в соответствии с режимом резания нормальным и касательным напряжениям на передней поверхности, согласно схеме распределения контактных нагрузок, представленной на рис. 1.

Расчеты проводились численно с помощью разработанного программного комплекса, построенного на основе непрямого метода граничных элементов [2].

В качестве результатов на рис. 2 и 3 представлены диаграммы функции разрушения в двух стадиях работы. Под функцией разрушения понимается критерий предельного состояния инструментального материала до температур Т < 600 °С в виде, предложенном А.А. Лебедевым [2]:

Fp = 0,24т + 0,76стт$:8 в ,

где

x=i2 [(°х )2+(°у )2+(°z _сх )2 ]

+ 3а2 •

1 -JKJ xy '

Gz =v(Gx + ay).

Здесь т — касательные напряжения, МПа; amax — максимальные нормальные напряже-

У' A

/

/ ;

о

Рис. 1. Распределение нормальных и касательных напряжений на контактных площадках режущего инструмента

ния, МПа; а — нормальные напряжения, МПа; Ог — нормальные напряжения вдоль оси г, МПа; V — коэффициент Пуассона.

Диаграммы, представленные на рис. 2 и 3, строятся программным комплексом. Эти диаграммы отражают расчет функции разрушения в прямоугольной области инструмента, размеры которой задаются программой. Компоненты напряжений или функции разрушения в каждой точке инструмента сопоставляются с одним

Рис. 2. Диаграмма функции разрушения для инструмента в начале работы

Рис. 3. Диаграммы напряженно-деформированного состояния в режущем клине инструмента при износе по задней поверхности

a = ax + ay + a

из 30-ти равных числовых интервалов, зависящих от разности между максимальным и минимальным значением соответствующей функции в области и выраженных в МПа. Каждому интервалу присвоен определенный цвет и точки из одного интервала значений на диаграмме представлены одним цветом.

Соответствие интервалов и цветов представлено в виде панели на левой части диаграммы.

Распределение значений функции разрушения, соответствующее началу работы нового неизношенного инструмента, представлено на рис. 2. Согласно этой диаграмме, существуют два очага развития износа: первый, и самый главный, формируется в вершине инструмента, на режущей кромке, второй, менее интенсивный, — на передней поверхности на расстоянии 0,6 мм от вершины (квадрат сетки, указанный на рисунке, имеет размер 1x1 мм). Разрушение из этих зон распространяется на переднюю поверхность (путь возможного разрушения указан направленными кривыми). Полученный характер распределения функции разрушения подтверждает экспериментальные данные [2] и обусловливает развитие лунки износа на передней грани инструмента. На 20-й минуте работы инструмента лунка износа принимает криволинейную форму, изображенную на рис. 3 белой областью.

На рис. 3 видно, что на начальном этапе работы инструмента очагом развития его дальнейшего износа и возможного разрушения является вершина (режущая кромка) твердосплавной пластины инструмента. При этом возможно дальнейшее развитие лунки износа, что приведет к выглаживанию ее дна, а также зарождению очага разрушения с выходом на заднюю поверхность инструмента.

Таким образом, получены новые результаты о распределении эксплуатационных напряжений в инструменте с учетом его изнашивания. Сведения о влиянии износа инструмента на характер напряженного в режущем клине инструмента в научной литературе отсутствуют. Авторами данной статьи впервые определены особенности распределения напряжений в режущем клине инструмента, возникающие вследствие износа передней поверхности инструмента. Установлены наиболее вероятные причины и механизмы разрушения инструмента, которые могут быть положены в основу разработки рекомендаций по повышению интенсивности процесса обработки.

В настоящее время, согласно сложившемуся мнению [2], сопротивляемость инструменталь-

ных материалов разрушению и изнашиванию во многом определяется как исходной структурой, так и динамической, которая формируется в процессе нагружения и вызывает диссипацию подводимой энергии при изнашивании.

Развитие представлений о прочности и механизмах изнашивания режущего инструмента в значительной степени определяется новейшими достижениями в области материаловедения, физики и химии твердых тел. Сложность физико-химических процессов, протекающих на контактных поверхностях инструмента, а также недоступность зоны резания обусловливают необходимость адекватного моделирования указанных процессов и разработку методов расчета прочности и износостойкости режущего инструмента.

В последние годы резко возрос интерес к основам квантовой механики, наноматериалам и нанотехнологиям [3]. При переходе к наномет-ровым размерам материалы начинают менять свои фундаментальные свойства, что обусловлено изменением соотношения поверхностных и объемных атомов индивидуальных частиц. Поверхность самого идеального кристалла может считаться большим двумерным дефектом (на поверхности атомы с одной стороны ничем не связаны). Поверхностные атомы в общем случае находятся на более близких расстояниях друг от друга, чем атомы в объеме кристаллической решетки, и обладают повышенным запасом энергии. До определенного размера частиц доля этих атомов мала, их вкладом в общие характеристики вещества можно пренебречь. У нано-частиц свойства поверхностных атомов являются определяющими. Другими словами, на-ночастицы проявляют квантовые свойства в отношении своих размеров. Это означает, что в каждом материале могут устойчиво существовать наночастицы только определенных размеров ~100 нм [3].

В настоящее время в качестве инструментальных материалов широко используют твердые сплавы и твердые сплавы с покрытием. Структура твердых сплавов включает тугоплавкие карбиды ^^ WC, TiCN и т. д., а связующей фазой является кобальт, сплав никеля и молибдена и др.

Спеченные твердые сплавы — композиционные инструментальные материалы [4], прочность которых с точки зрения контактного взаимодействия при резании определяется прочностью каждого структурного элемента.

Структурными элементами в спеченных твердых сплавах являются: связка, зерно, гра-

ница «зерно-зерно», граница «зерно-связка». Твердые сплавы можно рассматривать и как дисперсно-упрочненные материалы. Расчет разрушающих напряжений ар структурных элементов выполнен по литературным данным оценки вязкости разрушения Кю и по результатам собственных исследований.

Значения коэффициента вязкости разрушения твердых сплавов приведены ниже:

Марка твердого сплава

ВК8...................

Т15К6..................

Кю, МПа

......11,6

.......7,2

Для определения разрушающих напряжений используют следующие зависимости [2]:

Кю = ар ^к1кр; Кю = ар\/злХ,

10

м 1 X 1

1 А \и 2, 2

V2 Л 0 2 3 о5 293к

3 + П3 1073к

0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 А,Со, мкм

Рис. 4. Зависимость разрушающих напряжений прослойки Со от толщины и температуры в твердых сплавах ШС-Со: 1 — 2 мкм; 2 — 3,9 мкм; 3 — 9,3 мкм; д, + — 5 % Со; , х — 10 % Со; , о — 15 % Со; , и — 20 % Со

щиной. С ростом температуры наблюдается тенденция увеличения ар, а также уменьшение X толщины прослойки, особенно в мелкозернистых твердых сплавах с низким содержанием связующей фазы (процентное отношение).

Для определения разрушающих напряжений на межфазной границе и по границе «зерно— связка» значение Кс рассчитывали по зависимости, которая устанавливает связь между параметром вязкости разрушения и модулем сдвига О [2]:

Кю = 2а

где ар — разрушающее напряжении; 1кр — критическая величина дефекта; X — толщина связующей прослойки.

Электронномикроскопическими исследованиями установлено, что размер зерен карбидной фазы в твердых сплавах изменяется от ~0,5 до 6 мкм, а размер прослойки — от нескольких ангстрем (нанометров) до ~3 мкм. По формулам (2), (3) рассчитывали разрушающие напряжения прослоек при известном параметре Кю вязкости разрушения твердого сплава и ее толщины (рис. 4). Расчеты показывают, что с увеличением температуры разрушающие напряжения ар снижаются (рис. 4). Наибольшей прочностью, как видно на рис. 4, обладают прослойки связующей фазы с минимальной толст«* 10~3, МПа

Здесь ав — напряжение у вершины трещины, при которой обеспечивается ее хрупкое распространение, ав = 730.. .1 090 Н/мм2; Тсдв — сопротивление пластическому сдвигу; Ь — вектор Бюргерса.

Преобразуем уравнения (2), (3) с учетом (4) и получим уравнения для определения разрушающих напряжений для границы «зерно-зерно» или для границы «зерно-связка» соответственно:

а р(з-з) =

2а в у] О(з-з)Ь^сдв у]п1кр

где О(з-з) — модуль сдвига зерен карбидной фазы;

а р(з-с) =

2а ву] О(з-с)Ьт с

-у/^кр

где О(з-с) — модуль сдвига для границы «зерно-связка».

Результаты расчетов приведены в таблице. Гистограмма результатов расчета разрушающих напряжений ар структурных элементов

Результаты расчета разрушающих напряжений для структурных элементов твердых сплавов ВК8 и Т15К6

Структурный элемент Разрушающее напряжение ар, МПа

Сплав ВК82 Сплав Т15К6

Связка (X = = 1,5 мкм) 5000 ар шс = 180 ар (Т1Ш)с = 120

Зерно (2 мкм) 180 ар ШС - ШС = 52 ар шс - (ТШ)С = 46

Граница «зерно-зерно» 80 ар шс - со = 74 ар (Т1Ш)с - со = 68

Граница «зерно-связка» 100 ар шс = 180 ар (Т1Ш)с = 120

Стр, МПа

5000ВК8 4500 Т15К6

180WC 120 (TiW) С

100 74 -68

WC-Co

WC-Co

WC-WC

80 52 46

Связка Зерно Граница

«зерно-связка»

Граница «зерно-зерно»

Рис. 5. Гистограмма соотношения прочности структурных элементов твердого сплава

приведена на рис. 5. Анализ результатов расчетов показывает, что наиболее слабым структурным элементом в твердом сплаве являются межзеренные границы, а наиболее прочным — связующая фаза.

Приведенные расчеты позволяют утверждать, что хрупкая прочность твердых сплавов, прежде всего, определяется прочностью связующих прослоек (см. рис. 4), соизмеримых с размерами наночастиц (несколько нанометров) [2]. Следовательно, при спекании твердых сплавов в результате взаимодействия системы «карбид-связка» формируются тончайшие прослойки связующей фазы — наночастицы (нано-системы), обладающие высокими Ор разрушающими напряжениями.

Электронные микрофотографии поверхностей изломов хрупкого разрушения режущей части инструмента из твердого сплава ВК8 и Т15К6 приведены на рис. 6. На рис. 6, а видно, что зерна ШС разрушаются сколом и по межзе-ренному механизму, а связка — по вязкому (виден ямочный рельеф). В твердом сплаве Т15К6 преобладает разрушение микросколом зерен (Т1Ш)С, причем скол переходит из зерна в зерно вследствие их срастания в процессе спекания. Следовательно, более высокая хрупкая прочность твердого сплава ВК8 по сравнению со сплавом Т15К6 обусловлена микромеханизмами разрушения этих сплавов. Высокие разрушающие напряжения связующей фазы способствуют, прежде всего, ее вязкому микроразрушению, которое является более энергоемким, т. е. более эффективно диссипирует энергию разрушения, чем скол.

В работах [2, 4] показано, что изнашивание твердых сплавов при низких скоростях сопровождается быстрым разрушением связки, рас-

калыванием и вырывом зерен карбидной фазы (рис. 7). Это в значительной степени обусловлено неоднородным распределением дислокаций в зернах карбидной фазы. Скопление дислокации (рис. 7, а) в локальных объемах зерен карбидной фазы вызывает их раскалывание (рис. 7, б). Установлено, что процесс изнашивания твердых сплавов при оптимальной скорости резания Кит сопровождается нанострукту-ризованием микрообъемов зерен карбидной фазы вследствие высоких контактных нагрузок и интенсивной пластической деформации поверхностных слоев инструмента.

При оптимальных скоростях резания VоШ зависимости Т-V (Т — стойкость инструмента) в результате роста температуры и в целом изменения температурно-скоростных условий зерна карбидной фазы фрагментируются, образуется фрагментированная (ячеистая) дислокационная структура (рис. 8, а). Размеры фрагментов составляют ~0,1 мкм, а границы фрагментов — 20...30 нм. В результате при трении карбидной фазы происходит преимущественное изнашивание зерен (рис. 8, б), размер частиц износа совпадает с размером фрагмента, т. е. менее 100 нм. В этой связи продукты износа зерен карбидной фазы следует рассматривать как наночастицы, которые под влиянием высоких температур и давлений в дальнейшем образуют ансамбли наночастиц, которые залегают

Рис. 6. Микрофотографии поверхности разрушения твердого сплава (х9 000): а — ВК8; б — Т15К6

Рис. 7. Микрофотографии: а — дислокационной структуры твердого сплава

ТН-20 (х14 000), V = 15 м/мин; б — поверхности изнашивания твердого сплава ТН-20 (х5 000), V = 15 м/мин, а = 0,2 мм

а б в

Рис. 8. Микрофотографии: а — дислокационной структуры твердого сплава ТН-20 (х14 000), V = 50 м/мин; б — дислокационной структуры твердого сплава ТН-20 (х5 000), V = 50 м/мин; в — поверхности изнашивания твердого сплава ТН-20 (х14 000), V = 50 м/мин, а = 0,2 мм

а б в

Рис. 9. Микрофотографии: а — микроразрушения покрытия ТЮ +ТЮЫ+Т1Ы после резания 60 с (х5 000), V = 150 м/мин; б — износа инструмента с покрытием Т1 — ТЮМ+Т1Ы (х100), V = 150 м/мин, а = 0,2 мм; в — лунки износа твердосплавного инструмента с покрытием ТЮ+ТЮЫ+Т1Ы, время резания 10 мин,

V =150 м/мин, а = 0,2 мм

(рис. 8, в) в межзеренных пространствах, где удалена связка, способствуя образованию сплошного карбидного каркаса. Следовательно, в процессе изнашивания при Кит реализуется механизм наноструктурного характера изнашивания зерен карбидной фазы с последующим образованием ансамбля наночастиц износа, который следует рассматривать как результат самоорганизации системы резания [4]. Стойкость инструмента при этом резко возрастает, и зависимость Т-V является немонотонной [2, 4]. Дальнейшее увеличение скорости резания сопровождается разрушением связующей фазы (течением), замещением ее обрабатываемым материалом, что облегчает срез группы зерен карбидной фазы. При этом стойкость Т инструмента снижается.

Образование новой структуры является следствием самоорганизации контактных поверхностей инструмента. Самоорганизация весьма разнообразна [4]. Особое место занимает ее проявление в диссипативных (рассеивающих энергию) неравновесных средах. Формирование структур при необратимых процессах происходит при определенных условиях, глав-

ное из которых — наличие качественного скачка при достижении критических (пороговых) значений параметров порядка. Предпосылкой для его выполнения и формирования устойчивых диссипативных структур в открытых системах, обменивающихся энергией и веществом с внешней средой, является существование определенного соотношения между производством энтропии в самой системе и обменом энтропии со средой. В качестве количественной характеристики устойчивости новых диссипа-тивных структур используется фрактальная размерность В?.

Фрактальная размерность Б? ансамбля наночастиц оценивалась по соотношению [5]

та.н = ,

где Ша.н — масса ансамбля наночастиц; й — размер ансамбля.

Расчеты показывают, что В? ансамбля наночастиц стремится к трем. Это свидетельствует о том, что ансамбль наночастиц (см. рис. 8, в) является плотной объемной структурой, обладающей высокой устойчивостью.

Авторами данной статьи исследованы про-

цессы наноструктурирования контактных поверхностей режущего инструмента при использовании твердых сплавов с покрытием. Установлено, что низкая термостойкость покрытий, являющихся непрерывным карбидным каркасом, способствует их мгновенному растрескиванию (рис. 9, а) при резании, после чего происходит отрыв частиц покрытия (рис. 9, в). Отрыв мельчайших частиц (наночастиц) также сопровождается самосборкой их в ансамбли, которые залегают в местах вырыва зерен твердосплавной основы, что способствует повышению износостойкости инструмента с покрытием на участке «нормального» износа.

Микрофотографии, иллюстрирующие разрушения твердых сплавов с покрытием, представлены на рис. 9. Покрытие — это сплошной карбидный либо нитридный каркас с низкой

Литература

прочностью межзеренных границ. Трещины из покрытия прорастают в твердосплавную основу, либо расслаиваются на границе раздела «покрытие-подложка». Затем изнашивается и твердосплавная основа.

Анализ результатов проведенных исследований показывает, что возможно управлять процессом наноструктурирования инструментальных материалов и получать новые структурные состояния с различной иерархией ансамблей наночастиц. При конструировании режущего инструмента на твердосплавной основе следует создавать наноструктурные многослойные покрытия [6, 7]. Как указывалось выше, наноструктурные процессы при резании способствуют повышению износостойкости контактных поверхностей инструмента.

[1] Зорев Н.Н. Вопросы механики процесса резания металлов. Москва, Машгиз, 1956. 365 с.

[2] Кабалдин Ю.Г., Серый С.В., Кретинин О.В., Лаптев И.Л., Власов Е.Е., Кузьмишина А.М.

Компьютерное моделирование и исследование наноструктур в процессах обработки резанием на основе квантово-механических расчетов. Н. Новгород, НГТУ им. Р.Е. Алексеева, 2014. 119 с.

[3] Золотухин И.Б. Нанокристаллические металлические материалы. Соросовский образо-

вательный журнал, 1998, № 1, с. 103-106.

[4] Кабалдин Ю.Г., Серый С.В., Кретинин О.В., Лаптев И.Л. Самоорганизация и нано-

структурные процессы при резании металлов. Н. Новгород, НГТУ им. Р.Е. Алексеева, 2014. 173 с.

[5] Смирнов В.Ф. Физика фрактальных кластеров. Москва, Наука, 1998. 256 с.

[6] Кабалдин Ю.Г. Оптимизация составов и функциональных свойств нано структурных

покрытий для режущего инструмента методом функционала электронной плотности. Вестник машиностроения, 2011, № 5, с. 49-54.

[7] Кабалдин Ю.Г. Повышение работоспособности режущего инструмента осаждением

наноструктурных покрытий. Вестник машиностроения, 2010, № 3, с.41-49.

References

[1] Zorev N.N. Voprosy mechaniki prozessa rezaniya metallov [Questions mechanics of metal

cutting process]. Moscow, Mashgiz publ., 1956. 365 p.

[2] Kabaldin Iu.G., Seryi S.V., Kretinin O.V., Laptev I.L., Vlasov E.E., Kuz'mishina A.M. Komp'iu-

ternoe modelirovanie i issledovanie nanostruktur v protsessakh obrabotki rezaniem na os-nove kvantovo-mekhanicheskikh raschetov [Computer modeling and study of nanostruc-tures in machining processes on the basis of quantum mechanical calculations]. N.Novgorod, NNSTU n.a. R.E. Alekseev publ., 2014. 119 p.

[3] Zolotukhin I.B. Nanokristallicheskie metallicheskie materialy [Nanocrystalline metal materi-

als]. Sorosovskii obrazovatel'nyi zhurnal [Sorosovskiy Educational Journal]. 1998, no. 1, pp. 103-106.

[4] Kabaldin Iu.G. Samoorganizatsiia i nanostrukturnye protsessy pri rezanii metallov [Self-

organization and processes in nanostructured metal cutting]. N.Novgorod, NNSTU n.a. R.E. Alekseev publ., 2014. 173 p.

[5] Smirnov V.F. Fizika fraktal'nykh klasterov [Physics of fractal clusters]. Moscow, Nauka publ.,

1998. 256 p.

[6] Kabaldin Iu.G., Seryi S.V., Kretinin O.V., Laptev I.L. Samoorganizatsiia i nanostrukturnye

protsessy pri rezanii metallov [Self-organization and processes in nanostructured metal cutting]. N.Novgorod, NNSTU n.a. R.E. Alekseev publ., 2014. 173 p.

[7] Kabaldin Y.G., Seryi S.V., Muravev S.N., Prosolovich A.A., Simagina E.V. Improving cutter

performance by the application of nanostructural coatings. Russian Engineering Research, 2010, vol. 30, no. 3, pp. 235-242.

Информация об авторах

КАБАЛДИН Юрий Георгиевич (Нижний Новгород) — заслуженный деятель науки и техники РФ, доктор технических наук, профессор кафедры «Технология и оборудование машиностроения». Нижегородский государственный технический университет им. Р.Е. Алексеева (НГТУ им. Р.Е. Алексеева) (603950 Н. Новгород, Российская Федерация, ул. Минина, д. 24, e-mail: uru.40@mail.ru).

ВЛАСОВ Евгений Евгеньевич (Нижний Новгород) — аспирант, кафедра «Технология и оборудование машиностроения». Нижегородский государственный технический университет им. Р.Е. Алексеева (НГТУ им. Р.Е. Алексеева) (603950 Н. Новгород, Российская Федерация, ул. Минина, д. 24, e-mail: politechnik@list.ru).

Статья поступила в редакцию 17.04.2015 Information about the authors

KABALDIN Yury Georgievich (Nizhny Novgorod) — Honored Scientist of the Russian Federation, Doctor of Science (Eng.), Professor, Department of Machine Building Technology and Equipment. Nizhny Novgorod State Technical University (NNSTU) named after R.E. Alekseev (603950, Nizhny Novgorod, Russian Federation, Minin St., Bldg. 24, e-mail: uru.40@mail.ru).

VLASOV Evgeny Evgenievich (Nizhny Novgorod) — Post Graduate, Department of Machine Building Technology and Equipment. Nizhny Novgorod State Technical University (NNSTU) named after R.E. Alekseev (603950, Nizhny Novgorod, Russian Federation, Minin St., Bldg. 24, e-mail: politechnik@list.ru).

В Издательстве МГТУ им. Н.Э. Баумана вышла в свет монография В.М. Гремячкина

«Гетерогенное горение частиц твердых топлив»

Рассмотрены теоретические основы процессов горения частиц твердых топлив, к которым относят не только традиционные углеводородные топлива, содержащие углерод, но и частицы металлов, которые широко используют в качестве топлива в ракетных двигателях. Кроме того, выполнен анализ окисления и хлорирования частиц металлов в ряде технологических процессов химической промышленности, а также горения и газификации углеродных частиц в различных реакционных газах.

Для научных работников, инженеров, а также для студентов, интересующихся проблемами ракетной техники на твердых топливах, сжигания и газификации твердых органических топлив в энергетике.

По вопросам приобретения обращайтесь:

105005, Москва, 2-я Бауманская ул., д. 5, стр. 1. Тел.: +7 499 263-60-45, факс: +7 499 261-45-97; press@bmstu.ru; www.baumanpress.ru