Аннотация результатов, полученных в 2020 году
В первый год реализации Проекта методом плазменно-электролитического оксидирования (ПЭО) получены образцы оксидных слоев на деформируемом и литейном алюминиевых сплавах АМг6 и АК12оч соответственно. Обработку ПЭО проводили на переменном токе (AC) с частотой 500 Гц при различных длительностях процесса (60–180 минут) и плотностях тока (6-18 А/дм2 для АМг6 и 15-35 А/дм2 для АК12оч соответственно), а также соотношениях катодного и анодного действующих токов полупериодов K/A (C/A ratio – 0,7–1,30) в щелочно-фосфатно-силикатном электролите на основе водного раствора KOH, Na4P2O7 и Na2SiO3. Установлено, что все оксидные слои состоят из трех характерных зон: 1) переходного слоя близ границы раздела с металлической подложкой толщиной от 0,5–1 мкм до 3–5 мкм; 2) центрального рабочего слоя с наименьшей пористостью и трещиноватостью и 3) внешней технологической зоны («шубы») с обилием пор и трещин, подлежащей удалению. Наиболее бездефектная структура оксидных слоев (с минимальной пористостью и трещиноватостью) достигается при работе в режимах “мягкого искрения” («soft sparking», SS) с доминирующим катодным током (при соотношении токов в катодном и анодном полупериодах C/A ratio = 1,15-1,3), причем чем больше плотность тока, тем толще и однороднее оксидный слой. Выявлено, что все образцы представлены двухфазной системой кристаллических фаз гамма-оксид алюминия / силлиманит. Также во всех образцах присутствует аморфная фаза в различном количестве. Наибольшей степенью кристалличности обладают образцы, полученные в ходе ПЭО длительностью 60 минут – степень кристалличности оксидных слоев составляет 82-90 vol. % и выше, а содержание аморфной фазы, соответственно, не превышает 10-18 vol. %. Увеличение длительности ПЭО до 90 и более минут (вплоть до 180 минут) выявляет четкую тенденцию к повышению содержания аморфной фазы в образцах при работе в режимах с преобладающим анодным током (С/А ratio = 0,70-0,85) и на повышенных плотностях токов. При длительности ПЭО 120-180 минут режим soft sparking (C/A ratio = 1.15-1.30) способствует повышению степени кристалличности оксидных слоев. Все оксидные слои обладают наноразмерной микроструктурой с размерами кристаллитов от 9-12 нм (для силлиманита) до 30-40 нм для гамма-оксида алюминия и (редко) силлиманита. Реализация процесса ПЭО в режиме мягкого искрения приводит к измельчению кристаллитов и смещению среднего размера у кристаллитов гамма-оксида алюминия с 30-35 нм до 25-30 нм, а у силлиманита – до 8-15 нм. Анализ остаточных деформаций (микронапряжений) кристаллитов показал, что для всех образцов имеют место повышенные остаточные деформации в кристаллитах муллита (до 1,3-1,5%) и сравнительно невысокие остаточные деформации кристаллитов гамма-оксида алюминия (0,25-0,5 %). Режим мягкого искрения приводит к некоторой релаксации остаточных напряжений и выравниванию напряженного состояния кристаллитов фаз, а работа в режимах доминирующего анодного тока, особенно при низких плотностях тока (6-9 А/дм2) приводит к возникновению значительной неоднородности напряженного состояния кристаллитов фаз оксидных слоев. Оценка остаточных деформаций элементарный ячеек фаз (микронапряжений III рода) показала, что на этом масштабном уровне остаточные деформации существенно выше, чем в кристаллитах и составляют 1,5-1,8% и 2-2,5% для гамма-оксида алюминия и силлиманита соответственно. Показано, что твердость оксидных слоев в зависимости от режима получения варьируется в очень широком диапазоне – от 400-450 МПа для режимов с доминирующим анодным током (С/А = 0,7…0,85) и небольшой длительности процесса (60 мин) до 1400-1500 МПа при режимах SS и максимальных длительностях процесса (180 мин). Смещение С/А ratio в катодную область (вплоть до 1,30) способствует резкому возрастанию твердости слоя и ее однородности. Испытания на износостойкость выявили, что режимы ПЭО с доминирующей анодной составляющей и малой плотностью тока приводят к повышенному износу оксидного слоя в паре трения со стальным индентором (типа “шар”). В то же время повышение плотности тока до 9-12 А/дм2 при соотношениях С/А 1,00-1,30 обеспечивают наименьший массовый износ оксидных слоев – величина приведенного массового износа снижается с 150-250 нг/(Н*м) и более до 15-40 нг/(Н*м), то есть практически на порядок. Для всех образцов коэффициент трения лежит в диапазоне 0,1-0,16. При этом для образцов, полученных в режимах с доминирующим анодным током (С/А = 0,7-0,85) характерны меньшие значения коэффициента трения – 0,10…0,12, в то время как переход ПЭО процесса в режим SS приводит к получению оксидных слоев, показывающих более высокие коэффициенты трения (0,14-0,16) при испытаниях. Испытания коррозионной стойкости образцов выполняли методами потенциодинамической поляризации (PDP) и электрохимической импедансной спектроскопии (EIS). Испытания оксидных слоев на стойкость к коррозии показали, что режимы ПЭО с доминирующей анодной составляющей и малой плотностью тока (0.7 – 6, 9, 12 А/дм2 и 0.85 – 6, 9 А/дм2) длительностью до 90 минут приводят к смещению стационарного потенциала образцов в 3,5% растворе NaCl в отрицательную сторону на 100-230 мВ по сравнению с исходным сплавом (до значений -846…-985 мВ). Однако при этом данные образцы обладают достаточно хорошей коррозионной стойкостью: плотность тока коррозии снижается на 2-3 порядка (до 0,5÷8 нА/см2), а плотность тока при длительной развертке потенциала (на 1 В) – на 4-5 порядков по сравнению с неоксидированным сплавом (1-4 мкА/см2 против 77 мА/см2 на исходном сплаве). Модуль импеданса также выше на два-три порядка по сравнению с необработанным сплавом. Увеличение длительности обработки ПЭО при С/А = 0,7 до 180 минут практически не влияет на коррозионную стойкость образцов, полученных при минимальной плотности тока (6 А/дм2), однако сопротивление оксидного слоя (модуль импеданса) достигает максимальных значений после 180 минут процесса (32 МОм*см2). При соотношении С/А = 1,30 и плотности тока 15-18 А/дм2 величина модуля импеданса при минимальной частоте составляет 0,36-0,45 МОм*см2 (при длительности ПЭО 60 минут), что всего в 3 раза выше сопротивления исходного сплава. При увеличении времени обработки величина модуля импеданса снижается до 0,05-0,16 МОм*см2 и становится практически аналогичной исходному сплаву. Результаты анализа акустической эмиссии (АЭ), сопровождающей обозначенные режимы ПЭО, показали, что по АЭ можно четко идентифицировать основные стадии формирования оксидного слоя, а, именно: (i) начала и развития анодного искрения (АИ); (ii) ПЭО с преимущественно анодными микродуговыми разрядами (АПЭО); (iii) ПЭО переходного (смешанного) режима с возникновением разрядов в анодном и катодном полупериодах АКПЭО) и (iv) ПЭО, преимущественно, с катодной полярностью, так называемый режим мягкого искрения. Выявлено, что обозначенные этапы (i)÷(iv) имеют отличительные интегральные признаки, как во временной, так и в спектральной областях. Установлено, что АЭ позволяет идентифицировать как стадию ПЭО, так и определять (контролировать) ее длительность, т.е. полученные результаты показывают перспективность использования метода АЭ для мониторинга и управления ПЭО с целью перехода на оптимальный режим или своевременной остановки процесса для достижения требуемого комплекса свойств оксидных слоев. Сопоставлением результатов визуального наблюдения и анализа АЭ при трении и изнашивании ПЭО-покрытий установлена общая стадийность изнашивания пары трения «стальной индентор - оксидное покрытие» в условиях сухого трения, а также АЭ-признаки этих стадий повреждения. Таким образом предварительные результаты анализа АЭ при механическом изнашивании и разрушении оксидных слоев показывают чувствительность метода к стадиям повреждения и перспективность его использования в части контроля изнашивания ПЭО покрытий в нескольких направлениях. Установлено, что определяющую роль в обеспечении механических характеристик оксидных слоев играет степень кристалличности оксидного слоя и выявлена характерная зона экстремума содержания аморфной фазы, при которой достигаются наилучшие механические характеристики (твердость и износостойкость) – около 20+/-5 vol. %. Обнаружено, что важным фактором в обеспечении механических свойств является контроль размеров кристаллитов доминирующей кристаллической фазы – гамма-оксида алюминия. Наименьшие показатели износа наблюдаются для образцов оксидных слоев с наименьшими размерами кристаллитов – 20-25 нм. При укрупнении кристаллитов до 30-35 нм и более зафиксирован практически двукратный рост износа в паре трения в целом, а также увеличение до 10 раз износа оксидного слоя. Выявлено и показано, что напряженное состояние фаз оксидного слоя (остаточные напряжения II и III родов) не оказывает однозначного влияния на механические характеристики. Не выявлено ни одной четкой корреляции остаточных деформаций по Стоксу-Вильсону (напряжения II рода) или остаточных деформаций элементарных кристаллических ячеек фаз слоев с их твердостью или износостойкостью. Установлено, что именно пористость, размер и глубина поровых (разрядных) каналов, а также сплошность и толщина барьерного слоя на границе раздела “оксидный слой – металлическая подложка” определяют коррозионную стойкость оксидного слоя. Четко выявлено, что при увеличении толщин покрытий и, соответственно, увеличении размеров остаточных микропоровых каналов в них, модуль импеданса (сопротивление слоя) падает вплоть до значений, сопоставимых с исходным необработанным сплавом. Ведущая роль пористости и капиллярных эффектов при взаимодействии коррозионной среды с образцами оксидных слоев также подтверждается отсутствием взаимосвязей коррозионной стойкости с характеристиками структуры и состава оксидных слоев. Разработана и проанализирована физико-математическая модель термонапряженного состояния оксидного слоя в зоне канала пробоя микродугового разряда. Оценки показали, что в цилиндроподобной зоне канала пробоя микродугового разряда с радиусом порядка 50…100 нм возникают термически индуцированные напряжения в несколько ГПа (вплоть до 10 и более ГПа) при температурах около 1500-2300 К и выше, а скорости охлаждения материала оксидного слоя в области канала пробоя после его заполнения электролитом достигают 10Е5…10E6 К/сек, что в совокупности и обусловливает формирование наноструктрных оксидных слоев с кристаллитами 10-30 нм и высоким (для керамики) уровнем остаточных внутренних деформаций/микронапряжений (относительные остаточные деформации кристаллитов - до 2,5-3%). Принято участие в XVII-ой Международной научно-технической конференции «БЫСТРОЗАКАЛЕННЫЕ МАТЕРИАЛЫ И ПОКРЫТИЯ» 20-21 октября 2020 года в Москве, «Московский авиационный институт (национальный исследовательский университет)», сделано 2 устных секционных доклада. Опубликовано 2 научные работы в журнале, индексируемом в Scopus и РИНЦ. Подготовлена и отправлена на рассмотрение 1 статья типа full length article в высокорейтинговый научный журнал Surface and Coatings Technology (Q1 по Web of Science Core Collection, Impact Factor: 3.784), в настоящее время статья находится на рецензировании (Under Review).

Аннотация результатов, полученных в 2021 году
Во второй год Проекта исследованы закономерности и особенности формирования структурно-фазового состояния и свойств оксидных слоев, полученных методом плазменно-электролитического оксидирования (ПЭО) на магниевом сплаве МЛ10 (система Mg-Nd-Zn-Zr) в широком диапазоне плотностей тока (6–18 А/дм2), частот формовочных импульсов (50-1000 Гц) и длительностей (5-25 минут) процесса. Изучены взаимосвязи микротвердоти, адгезионной прочности и антикоррозионных характеристик полученных оксидных слоев с их структурой и составом. Продолжено изучение особенностей акустической эмиссии в ходе процесса ПЭО и при разрушении оксидных слоев. Всего получено и исследовано изучено 125 вариантов покрытий, что позволяет говорить о репрезентативности выборки и статистической надежности экспериментальных данных и обоснованности нижеприведенных выводов. Получены зависимости толщины, химического и фазового состава, пористости, микротвердости, удельной нагрузки разрушения оксидного слоя (“продира”) и комплекса антикоррозионных характеристик (потенциалов открытой цепи, плотностей токов коррозии, поляризационных сопротивлений, модулей импеданса и сопротивлений переносу заряда различных зон оксидных слоев) от частоты формовочных импульсов (50, 250, 500, 750 и 1000 Гц) и плотности тока (6, 9, 12, 15 и 18 А/дм2) при ПЭО, а также различных длительностях процесса (5, 10, 15, 20 и 25 минут). Выявлено, что для достижения наилучшего комплекса механических и антикоррозионных свойств наиболее целесообразно проводить ПЭО магниевого сплава при плотности тока 6–9 А/дм2 на высокой частоте формовочных импульсов (750-100 Гц) в течение 5-10 и, редко, 15 минут. Увеличение продолжительности ПЭО приводит к росту толщин получаемых оксидных покрытий и одновременному снижению их адгезионной прочности и комплекса антикоррозионных характеристик. Установлено, что повышение частоты тока приводит к резкому снижению “активности” участия ионов компонентов электролита, в частности, фторид-, фосфат- и алюминат-ионов, при формировании оксидного слоя, т.е. снижению влияния массообменных процессов. Доминирующей фазой становится оксид магния, формирующийся в результате непосредственного плавления и окисления подложки под действием микродуговых разрядов. Установлено, что для нанокристаллических оксидных слоев наблюдается отсутствие корреляций структуры и состава материала с его служебными макросвойствами, т.е. классические положения парадигмы физического материаловедения нуждаются в учете размерного фактора наноматериалов. В частности, обнаружено, что микротвердость оксидных слоев имеет разброс средних значений от 400 до 1100 МПа, который не коррелирует с содержанием основной фазы MgO или дополнительных фаз MgAl2O4, Mg2PO4F, или аморфной фазы; изменение содержания указанных фаз в оксидном слое в широких диапазонах (от 2 до 4х раз) не приводит к адекватному и прогнозируемому изменению твердости получаемого материала. Показано, что удельная нагрузка разрушения (“продира”) оксидных слоев также не коррелирует с количественным фазовым составом и степенью кристалличности материала, а наилучшие показатели адгезионной прочности достигаются в диапазоне содержания аморфной фазы, оксида магния, алюмината магния и фтор-фосфата магния в диапазонах 13–20 vol.%, 35–70 масс.%, 20–60 масс. % и 1–8 масс.% соответственно, что делает невозможным прогнозирование механические свойств оксидного слоя по количественному фазовому составу. Установлено, что все полученные образцы имеют нанокристаллическое строение с размерами кристаллитов в диапазоне 20-100 нм (по Вильямсону-Холлу) и высокий уровень остаточных микронапряжений (микродеформаций по Стоксу-Вильсону) в диапазоне от 0,2 до 1,2% для фазовых составляющих. Однако макро-механические характеристики (твердость, адгезионная прочность) не коррелируют явным образом с размерами зерен (кристаллитов) и их напряженным состоянием. Обнаружено, что механическое разрушение оксидного слоя носит, преимущественно, характер хрупкого разрушения скалыванием, при котором, тем не менее, отсутствует четкая корреляция адгезионной прочности оксидного слоя и его твердости. Выявлено, что антикоррозионные свойства оксидных слоев не коррелируют с содержанием “наиболее уязвимой” (водорастворимой) фазы оксида магния в слое, а также степенью кристалличности. Таким образом, для обеспечения наилучшей коррозионной защиты не следует ориентироваться на количественный фазовый состав. Установлено, что определяющим фактором, влияющим на механические свойства (адгезионную прочность и, менее явно, – твердость) и антикоррозионные характеристики является сквозная пористость оксидных слоев, при достижении которой порядка около 0,1 % или менее наблюдается явное лучшение свойств. Полученные корреляции пористости оксидных слоев с их служебными характеристиками позволили сформулировать новую гипотезу исследований: свойства оксидного слоя определяются морфологией поровых каналов, в которых происходит зажигание и горение микродуговых разрядов с последующим отвердеванием продуктов реакций и релаксационными процессами в них. Соответственно, необходимо выявить характеристики поровых каналов (возможно, их плотность или диаметр, или соотношение диаметр/длина, или иные), влияющие на свойства оксидных слоев, и изучить соответствующие корреляции. Разработана и апробирована новая методика анализа данных акустической эмиссии на основе беспорогового метода регистрации с последующим кластерным анализом в двух временных масштабах, позволяющая анализировать как циклически повторяющиеся события во время формирования и разрушения оксидного слоя, так и единичные случайные события. Доработана модель формирования оксидного слоя в условиях циклического теплового воздействия микродуговых разрядов в части поправки на их количество и длительность горения. Исполнителями проекта сделано 8 докладов на 4 различных международных научно-технических конференциях и мероприятиях; опубликовано 3 научных работы в изданиях, индексируемых в базах Web of Science (Core Collection) и/или Scopus, в том числе 1 статья типа full length article в высокорейтинговом журнале уровня Q1 (Surface and Coatings Technology, IF 4.158); подготовлена и представлена к защите 1 диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук.

Аннотация результатов, полученных в 2022 году
На III этапе Проекта исследованы закономерности и особенности формирования структурно-фазового состояния и свойств оксидных слоев методом плазменно-электролитического оксидирования (ПЭО) в щелочно-фторидно-фосфатно-алюминатном электролите на магниевых сплавах МЛ10 (система Mg-Nd-Zn-Zr) и LPSO-сплаве Mg97Y2Zn1 (Mg-6.8Y-2.3Zn-1Zr, wt%) при различных коэффициентах заполнения импульса (Duty Cycle, DC, 20-80%) и соотношениях токов в катодном и анодном полупериодах (current ratio, СR, 0,1–1,0). Изучены взаимосвязи функциональных свойств оксидных слоев с их структурой и составом, а также закономерности и особенности генерации акустической эмиссии (АЭ) в ходе процесса ПЭО. Установлено, что повышение соотношения токов CR приводит к усилению массообмена между формирующимся оксидным слоем и электролитом, в результате чего доля алюминия в покрытии возрастает, а фосфора – снижается. При этом коэффициент заполнения DC оказывает слабое влияние на активность «встраивания» алюминат-ионов в оксидный слой и образование алюмината магния, но сильно влияет на «активность» фторид-ионов и фосфат-ионов: с ростом DC c 20 до 80% содержание фтора и фосфора в слое возрастает до 2–3 раз. Доминирующей фазой оксидных слоев на обоих сплавах является оксид магния, формирующийся в результате непосредственного плавления и окисления обрабатываемой подложки под действием микродуговых разрядов. При этом с ростом CR наблюдается рост доли оксида магния в слое с 55–65 масс. % при CR=0.1–0.3 до 75–80 масс. % при CR=0.75–1.00. Выявлена тенденция незначительного (на 3–5 масс. %) снижения доли оксида магния в слое при повышении DC с 20% до 80%. Увеличение доли оксида магния в слое с ростом CR сопровождается практически линейным снижением доли MgAl2O4 в слое при аналогичных параметрах формовочного импульса. Показано, что оксидные слои имеют нанокристаллическое строение с размерами кристаллитов оксида магния и алюмината магния в диапазоне 15-40 нм и 15–60 нм (по Вильямсону-Холлу) соответственно, а уровень остаточных микронапряжений II рода (микродеформаций по Стоксу-Вильсону) составляет 0,3–1,0 % для кристаллитов MgO и 0,4–0,9 % для кристаллитов MgAl2O4, которые не зависят от режима оксидирования. Также не наблюдается однозначных корреляций параметров микроструктуры (размера кристаллитов и остаточных микронапряжений II рода) и состава оксидных слоев с их служебными характеристиками. То есть классические положения парадигмы физического материаловедения нуждаются в учете размерного фактора наноматериалов. Выявлено, что адгезионная прочностью оксидных слоев не коррелируют с параметрами их микроструктуры, но имеются ее некоторые корреляции с количественным фазовым составом. В частности, наибольшую удельную критическую нагрузку до продира 1–1,1 Н/мкм демонстрируют оксидные слои с наибольшей долей оксида магния (75–80 масс. %) для сплава МЛ10. Для LPSO-сплава подобных корреляций не выявлено. Обнаружены корреляции сквозной пористости оксидных слоев с параметрами их коррозионной стойкости: наблюдается практически линейное и пропорциональное увеличение плотностей токов коррозии (на порядок) и снижение модуля импеданса (на порядок) при росте сквозной пористости с 0,05–0,1% до 1% и выше. Подтверждено, что антикоррозионные свойства оксидных слоев не определяются содержанием в слое какой-либо фазы, в том числе и «наиболее уязвимым» (водорастворимым) оксидом магния. Сформулированная на II этапе гипотеза о влиянии пористости оксидных слоев на их служебные характеристики подтверждена для случая ПЭО магниевого сплава с LPSO-фазой. Соответственно, необходимо первостепенное уделять внимание обеспечению минимизации параметров пористости (сквозной, плотности пор, размеров поровых каналов) путем оптимизации состава электролита и токовых параметров ПЭО. Исследования смачиваемости оксидных слоев показали, что полученные при высоких CR=0.75-1.00 и DC=65–80% оксидные слои обладают гидрофобными свойствам – краевой угол смачивания достигает 140-150 град и сохраняется во времени. Напротив, оксидные слои, полученные при низких заполнениях DC 20–35% и токовых соотношениях CR 0,1…0,3, имеют явно выраженные «гидрофильные» свойства. Установлено, что механизм упрочнения магниевого сплава (дисперсный или с помощью LPSO-фазы) оказывает существенное влияние на защитные свойства оксидных слоев: для LPSO-сплава в рассмотренных технологических режимах ПЭО наблюдаются многочисленные участки нарушения сплошности («перерезания») барьерного слоя LPSO-фазой на границе раздела «магниевый сплав – оксидный слой». Как следствие, снижается модуль импеданса в 1,5–2,5 раза: c 4–9 МОм*см2 в случае оксидного слоя на сплаве МЛ10 до 2–4 МОм*см2 в случае LPSO-сплава при близких параметрах процесса. Плотности токов коррозии при этом также возрастают в 2–3 раза – с 20–80 нА/см2 до 60-200 нА/см2 для LPSO-сплава. Определены режимы ПЭО, позволяющие формировать оксидные слои на магниевых сплавах с наиболее сбалансированным и высоким комплексом защитных свойств: для сплавов с дисперсным упрочнением (типа МЛ10) предпочтительными являются частоты формовочных импульсов 250-300 Гц при плотностях тока 9–12 А/дм2, DC=20–35% и CR в области 0,3–0,5. Для магниевого сплава Mg97Y2Zn1 с LPSO-фазой предпочтительными являются частоты формовочных импульсов 250-300 Гц или 1000 Гц (и выше) при плотностях тока 9–10 А/дм2, DC 25–50% и CR=0.5. Установлены возможные формы изменения АЭ за цикл воздействия при плазменно-электролитическом оксидировании Al-Mg сплава АМг6 в биполярном импульсном режиме, которые сведены к пяти основным типам и трем подтипам, а также границы (временные точки) их смены в широком диапазоне промышленных режимов ПЭО. При этом три подтипа форм изменения АЭ представляют собой особый интерес, т.к. относятся к режиму «soft sparking» («мягкого искрения»), роль которого в эффективности процесса ПЭО является предметом широкого обсуждения. Впервые выявлена ранее не известная V стадия процесса ПЭО, при которой практически отсутствует микродуговой пробой парогазовой фазы до металлической подложки и генерируемая им акустическая эмиссия. Роль данной стадии в процессе оксидирования и причины генерации АЭ низкой амплитуды пока не ясны и являются предметом дальнейших исследований. Показано, что подход установления стадии ПЭО с применением стандартного параметра «амплитуда АЭ» обладает большей погрешностью, т.к. не учитывает форму сигналов и полупериод их регистрации. Учесть обозначенные признаки при разделении режимов ПЭО на стадии по АЭ позволяет предложенный новый параметр-критерий «акустико-эмиссионная медиана» (АЭ медиана), позволяющий выделить установленные в работе циклические особенности проявления АЭ. Экспериментально показано, что предложенный параметр работоспособен, обладает хорошей точностью и чувствительностью к подтипам сигналов АЭ, особенно регистрируемых в режиме «мягкого искрения» («soft sparking»). Новая гипотеза Проекта следующая: качество и комплекс свойств оксидных слоев, формируемых ПЭО, определяются моментом (напряжением) зажигания и тепловым эффектом одной микродуги, которые определяют объем единичного расплава и испарения подложки в микропоровом канале и скорость его выброса к поверхности анода. Для получения наиболее однородной структуры и максимально высоких защитных свойств покрытий нужно снижать напряжение зажигания и мощность единичной микродуги, но увеличивать их поверхностную плотность, переходя к абляционному испарению подложки при формировании плазмы в микропоровом канале. Проверка данной гипотезы является предметом дальнейшей работы. Основным исполнителем проекта Растегаевым И.А. в ходе реализации III этапа проекта успешно защищена диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук. Исполнители приняли участие в 5 международных научно-технических конференциях с 6 различными докладами, выпустили 4 научных работы в изданиях, индексируемых в Scopus, подготовили еще 2 научных статьи типа Full Length Article.