Structural-phase evolution during in situ mechanochemical synthesis of titanium carbide in a nickel matrix

封面

如何引用文章

全文:

详细

The structural and phase evolution of powders in a Ni–Ti–C ternary system with 50 wt % Ni during mechanochemical synthesis in an AGO-2 planetary ball mill was studied using X-ray diffraction analysis and scanning electron microscopy. The formation of titanium carbide in the presence of nickel was found to be accelerated, and proceeds in a mechanically stimulated reaction mode with an induction period of less than two minutes. The value of the nickel lattice parameter was observed to increase up to 0.35733 nm with increasing mechanical activation time. The products of mechanochemical synthesis, subjected to four minutes of mechanical activation, are titanium carbide, a solid solution of titanium and carbon in nickel, and iron (approximately 1 wt %, resulting from milling) with agglomerate sizes of 1–30 μm.

全文:

ВВЕДЕНИЕ

В научной литературе проблемам дисперсного упрочнения металлов уделено большое внимание. Для каждой конкретной задачи в металл вводят определенный тип дисперсных добавок в виде интерметаллидов, оксидов, карбидов, нитридов и др. [1–10], выбор которых определяется их термической стабильностью, химической устойчивостью к матрице, смачиваемостью и т.д.

Развитие аэрокосмической техники, энергетики и стратегически важных отраслей машиностроительной и атомной промышленности требует материалов и покрытий, устойчивых к высокотемпературной ползучести, способных работать в агрессивных средах при высоких механических и тепловых нагрузках [11]. К таким приложениям относятся, например, специальные компоненты двигателей, детали аэродинамической формы, испытывающие сильный разогрев, воздухозаборники, впускные отверстия капота двигателя, силовых установок с высокотемпературными выхлопными газами (например, водяной пар, CO, CO2 и HCl) [12]. В этих условиях ключевыми требованиями к материалам, помимо устойчивости к высокотемпературной ползучести, являются высокая температура плавления и химическая устойчивость при высоких температурах.

Металломатричные композиционные материалы на основе никеля обладают требуемыми физико-химическими и механическими свойствами, такими как окислительная стойкость, высокая усталостная прочность, термическая стабильность, устойчивость к высокотемпературной ползучести, износостойкость, повышенные прочностные свойства и т. д. Высокая температура плавления карбида титана (~3160°C), а также хорошая механическая прочность и коррозионная стойкость никеля в высокотемпературных средах (выше 550°C), делают их композиты перспективными для широкого спектра применений [13].

Для получения таких материалов используют методы порошковой металлургии, такие как самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС) [14], горячее прессование [15], искровое плазменное спекание [16, 17] и нестационарная пластическая фазовая обработка, которые включают стадии приготовления шихты порошков и их последующее спекание. In situ подход к формированию порошков дисперсно-упрочненных композитов в реакционных составах является перспективным для получения высокотемпературных материалов при последующей их консолидации методами быстрого спекания и газотермического напыления. Применение таких порошков композитов позволяет обеспечить равномерное распределение упрочняющих частиц, что невозможно получить смешением металлической матрицы с готовой упрочняющей добавкой. Однако процесс синтеза в многокомпонентных составах сложен, и метод получения в значительной степени определяет состав синтезируемых химических соединений, структуру и свойства композитов.

Механохимический подход является наиболее простым и экономичным in situ методом получения порошков дисперсно-упрочненных композитов в высокореакционных смесях. В процессе механической активации (МА) возможно протекание двух, существенно различных по своей природе, типов реакций. Реакция может происходить в локальных объемах при каждом соударении, приводя к постепенному превращению веществ. Если энтальпия реакции достаточно высока, может быть реализована механически стимулированная реакция (МСР). Реакции такого типа идут в три этапа: индукционный период, в течение которого система достигает некоторого критического состояния; зажигание и распространение фронта реакции (выделение тепла приводит к резкому подъему температуры); механохимическое окончание [18, 19]. Необходимым условием протекания этих реакций является также высокая адиабатическая температура Тад [18, 20]. Наиболее предпочтительными для осуществления МСР являются системы, в которых Тад больше температуры плавления металла, образующего дисперсоид. Площадь контактной поверхности между плавящимся металлом и твердой составляющей на несколько порядков выше, чем при взаимодействии твердых веществ. Кроме того, в присутствии жидкой фазы работа разрушения твердых компонент при механической активации уменьшается в сотни раз [21, 22].

Экспериментальное наблюдение МСР механохимического синтеза TiC в кварцевом реакторе [23, 24] показало, что реакция происходит спонтанно, и при этом развиваются высокие температуры. Так для состава Ti:C = 60:40 экспериментально измеренная температура горения составила 2500°C, а для состава 70:30 – 1910°C, что гораздо выше температуры плавления титана (1670°C).

В реакции СВС в смеси порошков Ti и С введение таких металлов как Al, Fe, Cu, Ni позволяет повысить плотность материалов и снизить температуру воспламенения за счет образования легкоплавких интерметаллидов или жидкой фазы в эвтектических реакциях. Никель хорошо смачивает карбид и существенно понижает температуру СВС композита TiC/Ni, его содержание не должно превышать 30 мас.%. При синтезе в смеси Ni‒Ti‒C окончательными термодинамически стабильными фазами являются TiC и Ni (экзотермическая реакция Ti + C + xNi = TiC + + xNi + Q) [25]. Однако промежуточные фазы Ni‒Ti оказывают существенное влияние на механизмы фазообразования в смеси Ni‒Ti‒C. Так изучение возможных реакций в тройной смеси 20Ni‒Ti‒C, проведенное методом сканирующей калориметрии при нагреве до температуры 1200°С [14], позволяет заключить, что Ti2Ni и Ni3Ti образуются в результате твердофазных диффузионных реакций Ni и Ti при низких температурах. В интервале температур 737–900°С Ti2Ni, Ni3Ti и NiTi образуются за счет более высокой скорости твердофазных диффузионных реакций между Ni и Ti. Нестехиометрический карбид Ti8C5 образуется в результате реакции углерода с интерметаллическими соединениями TixNiy в интервале 900−1000°С. С образованием жидких эвтектик Ni−Ti в реакциях NiTi+Ni3Ti и Ti2Ni+Ti при температурах 1090 и 1120°С авторы связывают растворение углерода в жидкой фазе с последующей кристаллизацией частиц TiC и обогащением соединения Ti8C5 углеродом до стехиометрического состава TiC. Скорость нагрева смеси влияет и на размер частиц карбида, который изменяется от <1 мкм до 2−5 мкм при увеличении скорости нагрева от 5 до 80 град/мин.

При механохимическом синтезе в многокомпонентной системе возможно одновременное протекание ряда химических реакций c формированием аморфно-кристаллического состояния сплава [26]. В условиях ударно-сдвигового нагружения определяющую роль в формировании структуры играют зернограничные процессы массопереноса [27, 4], скорость которых зависит от концентрационного соотношения компонентов, их локального распределения и длительности синтеза. Высокая частота соударений будет также влиять на формирование и обновление состава реакционного объема, включающего некарбидообразующий металл Ni.

Исследования механохимического взаимодействия в двойных системах показали, что механически стимулированная реакция Ti−C происходит с индукционным периодом, длительность которого зависит от энергонапряженности активатора [28–36]. Так, в высокоэнергетической планетарной шаровой мельнице АГО-2 индукционный период реакции формирования TiC составляет 4 мин [37]. В смеси Ni−C механохимически может быть повышена растворимость углерода в твердом никеле от 2.7 ат.% С при 1319°С [38] до 10.2 ат.% [39]. Предварительные исследования МА смеси никеля и углерода в планетарной шаровой мельнице АГО-2 в тех же режимах, что и синтез карбида титана [37], показали, что ни карбид никеля, ни твердый раствор углерода в никеле не образуются. В системе Ti−Ni в этих же условиях никакие интерметаллические соединения не образуются. По данным [40] процесс механохимического взаимодействия в системе Ni−33 ат.% Ti происходит c образованием интерметаллических соединений по мере увеличения длительности обработки: NiTi2 (15 мин MХС), NiTi (30 мин МХС), Ni3Ti (30 или 60 мин МХС).

Целью этой работы является изучение процесса структурно-фазовой эволюции в ходе МХС в тройной системе Ni−Ti−C при стехиометрическом соотношении Ti и C в присутствии 50 вес.% Ni.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Для синтеза композитов Ni/TiC использовали порошки никеля ПНК с размером частиц ~20 мкм, титана ПТОМ-1 с размером частиц ~45 мкм и сажи ПM-15. Состав смеси был выбран таким образом, чтобы при полном превращении титана и углерода в карбид содержание карбида в композите составляло 50 вес. %. Mеханохимический синтез (МХС) композитов в смеси порошков Ti‒C‒Ni проводили в высокоэнергетической планетарной шаровой мельнице АГО-2, в атмосфере аргона. Объем стального (сталь 40Х13) барабана 150 см3, диаметр стальных (сталь ШХ-15) шаров 5 мм, загрузка шаров 200 г, навеска обрабатываемого образца 10 г, скорость вращения барабанов вокруг общей оси ~1000 об/мин. Длительность механической обработки составляла от 40 с до 20 мин.

Структурно-фазовое состояние образцов после МА изучали методом рентгеновской дифракции на дифрактометре D8 Advance (CuKα-излучение). Фазовый состав продуктов определяли по данным рентгеновской дифракции с использованием базы данных Международного центра дифракционных данных (ICDD) PDF4. Параметры элементарных ячеек сосуществующих фаз рассчитывали с использованием программы Celref [41]. Количественный фазовый анализ проводили по результатам полнопрофильного анализа по методу Ритвельда с использованием программного пакета DIFFRACplus: TOPAS [42]. Микроструктурные характеристики (размер кристаллитов L и микродеформации ε) оценивали с использованием “дубль-Фойгт” (doubleVoigt) методологии. Для разделения вкладов в уширение пиков от L использовали функцию Лоренца, от ε – функцию Гаусса. Состав C/Ti в карбиде титана определяли построением концентрационной кривой зависимости параметра решётки TiC от содержания углерода по литературным данным [43].

Для описания кинетики механохимической реакции образования карбида использовали степень превращения α, выраженную как отношение количества образовавшегося карбида Nreg, определяемого экспериментально по данным количественного фазового анализа, к теоретически рассчитанному N t:

α = Nreg/N t.

Микроструктуру и морфологические характеристики металломатричных механокомпозитов анализировали с помощью растрового электронного микроскопа EVO MA-15 (Zeiss, Германия) в режиме обратно рассеянных электронов. Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) порошковых смесей проводили с помощью приставки X-Max 80 мм2 (Oxford Instruments, Великобритания). Для проведения электронной микроскопии и МРСА порошковые смеси наносили на проводящий углеродный скотч, закрепленный на стальной подложке.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Дифрактограммы тройной системы 50(Ti+С)+50Ni (вес.%) после МХС в течение различного времени представлены на рис. 1. Значительное количество карбида титана регистрируется уже после 2 мин МА (рис. 1, кривая 2, табл. 1), и к 4 мин МА процесс карбидообразования завершается (рис. 2). Стоит отметить, что в одних и тех же условиях (в АГО-2) МХС карбида титана в матрице никеля (50 вес.%) проходит за то же время, что и в двойной системе Ti−C стехиометрического состава (4 мин).

 

Рис. 1. Дифрактограммы смеси 50(Ti+С)+50Ni после МА в течение 40 с (1), 2 (2), 4 (3), 8 (4) и 20 мин (5).

 

Рис. 2. Образование TiC в зависимости от длительности МХС в смесях Ti+C (50:50 at.%) [28] (1) и Ni+Ti+C (2).

 

Таблица 1. Кристаллографические параметры продуктов механохимического синтеза в системе 50(Ti+C) + 50Ni (вес.%)

Время синтеза

Фаза

Вес.%

a, нм

c, нм

L, нм

ε

40 с

Ni

64

0.35277

 

48±2

0.40

Ti

36

0.29548

0.46875

44±2

0.58

TiC

–

    

2 мин

Ni

55

0.35441

 

15±2

–

Ti

7

0.29495

0.46781

11±2

–

TiC

38

0.43261

 

27±2

–

4 мин

Ni

53

0.35525

 

10±2

0.82

Ti

–

   

–

TiC

47

0.43255

 

15±2

–

8 мин

Ni

61

0.35664

 

6±2

0.92

Ti

–

–

  

–

TiC

39

0.43273

 

21±2

1.49

20 мин

Ni

63

0.35733

 

6±2

1.12

Ti

–

   

–

TiC

37

0.43261

 

23±2

1.88

 

Однако время индукционного периода образования карбида при введении никеля уменьшается и находится в интервале значений 40 с – 2 мин (~1 мин). При 2 мин МА реакция практически завершается, что наиболее вероятно связано с более ранним появлением жидкой металлической фазы (температуры эвтектик системы Ni−Ti существенно ниже температуры плавления титана). Количество титана снижается от 40 до 7 вес.%.

В интервале 2−4 мин МА скорость образования карбида снижается, а в интервале 4−20 мин МА количество рентгенографически регистрируемого карбида уменьшается, что может быть связано с процессами вторичного структурообразования − с измельчением или растворением карбида в матрице никеля. Малоинтенсивные размытые рефлексы карбида титана, сформировавшегося в матрице никеля, свидетельствуют о высокой дисперсности и дефектности кристаллитов TiC с высоким уровнем микродеформаций и дефектности по углероду (табл. 1). По данным рентгеноструктурного анализа размер кристаллитов карбида в интервале 2–20 мин МА варьируется от L=15 до 27 нм (табл. 1). Изменение параметра решетки карбида титана соответствуют изменению отношения С/Ti от 0.78 до 0.83: TiC0.78–0.83.

Увеличение времени МХС от 4 до 20 мин не приводит к изменениям дифрактограмм, но наблюдается уширение их рефлексов (рис. 1, кривые 3−5), что свидетельствует о сохранении фазового состава, а также о диспергировании и повышении дефектности структуры с высоким уровнем микродеформаций (табл. 1).

Необходимо отметить, что при МХС с увеличением времени МА от 40 с до 20 мин параметр a решетки никеля растет от 0.35277 до 0.35733 нм (табл. 1), что свидетельствует о растворении титана и углерода (и, возможно, карбида титана) в никеле. Уровень микродеформаций ε также увеличивается от 0.4 % после 40 с МА до 1.12 % после 20 мин МА, что обусловлено возрастанием дефектности структуры никеля при увеличении времени МА и формированием аморфно-кристаллического строения при размере кристаллитов ~6 нм. У образовавшегося карбида титана уровень ε высокий: 1.5 и 1.9 % при 8 и 20 мин МА соответственно.

Образование промежуточных интерметаллидов рентгенографически не регистрируется. После 20 мин МХС фазовый состав композита включает твердый раствор на основе никеля и карбид титана.

Порошок, полученный при МХС в течение 40 с, все еще является смесью исходных компонентов, но в нем уже формируются композиционные агломераты, содержащие все компоненты смеси (Ti, C, Ni), что подтверждается данными МРСА (рис. 3а). Однако химический состав частиц не однородный. Крупные агломераты размером до ~45−100 мкм и пластинчатой формой имеют высокое содержание углерода, с переменным содержанием титана 18–32 вес.% и никеля 8–34 вес.%. Можно предположить, что образование таких агломератов предшествует формированию легкоплавкой эвтектики Ni–Ti и появлению жидкой фазы.

 

Рис. 3. СЭМ-изображения и результаты МРСА частиц смеси 50(Ti+C) + 50Ni (вес.%) после МА в течение: (а) 40 с, (б) 2 мин и (в) 4 мин.

 

Необходимо учитывать, что содержание углерода, зафиксированное МРСА, может быть завышенным, так как при проведении исследования для закрепления частиц порошка использовали углеродный скотч.

Агломераты в смеси, полученной после 2 мин МХС, имеют форму, более близкую к равноосной, чем частицы после 40 с МХС (рис. 3б). Размеры агломератов составляют ~15−50 мкм, а их химический состав выравнивается. Содержание никеля и титана в частицах меняется в более узких интервалах значений 39−44 вес.% и 31−41 вес.% соответственно. Увеличение времени МХС от 40 с до 2 мин сопровождается формированием фазы TiC с высокой твердостью, что приводит к образованию продуктов намола, содержащих железо, присутствие которых подтверждено результатами МРСА. После 2 мин МХС содержание никеля и титана в композиционных частицах становится близким к исходному составу смеси.

При 4 мин МХС, согласно данным РФА, в композите присутствуют только карбид титана и твердый раствор на основе никеля. Частицы порошка имеют однородный состав. Отклонение от среднего значения содержания титана в частицах не превышает 1 вес.%, а никеля 3.5 вес.%. Однако размер частиц изменяется в широком диапазоне 1−30 мкм (рис. 3в), что связано с измельчением образовавшихся композитов. По данным МРСА, после 4 мин МХС содержание железа составляет ~1.15 вес.% в результате намола со стенок барабанов и с поверхности шаров.

После 8 мин МХС процесс хрупкого разрушения приводит к формированию частиц осколочной формы с более узким диапазоном размеров 2−18 мкм (рис. 4). Агломераты, полученные при 8 мин МХС, имеют дисперсно-упрочненную структуру с матрицей твердого раствора на основе никеля и размером дисперсных частиц карбида титана в диапазоне 200−700 нм (рис. 4б). Содержание железа повышается до 11.04±3.16 вес.%. Кроме того, в смеси присутствует хром (результат намола со стенок барабанов и с поверхности шаров). Таким образом, увеличение продолжительности МХС сопровождается образованием большего количества твердой фазы TiC в композитах и, как следствие, увеличением количества намола.

 

Рис. 4. СЭМ-изображения и результаты МРСА поверхности (а) и поперечного сечения (б) частиц смеси 50(Ti+C) + 50Ni (вес.%) после МА в течение 8 мин.

 

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Изучение структурно-фазовой эволюции в ходе механохимического синтеза в тройной системе Ni−Ti−C при стехиометрическом соотношении Ti и C в присутствии 50 вес.% Ni показало, что синтез карбида титана в присутствии никеля идет в режиме механостимулированной реакции с меньшим индукционным периодом (менее 2 мин), чем в двойной системе Ti–C (~4 мин), и завершается после 4 мин образованием композита твердого раствора на основе никеля (аNi = 0.35525 нм) и карбида титана TiC0.78–0.83.

Ускорению реакции способствует образование крупных (~45−100 мкм) композиционных агломератов уже после 40 с МХС и легкоплавкой эвтектики Ni−Ti с появлением жидкой фазы и твердого раствора на основе никеля. В процессе синтеза (до 2 мин МА) образуются композиционные агломераты с размерами 15−45 мкм, а к 4 мин МА преобладают процессы остаточного реагирования с выравниваем химического состава в частицах и измельчения с образованием композитов в широком диапазоне размеров 1−30 мкм. К этому времени отклонение от среднего значения содержания титана в частицах не превышает 1 вес.%, а никеля – 3.5 вес.%. Композиционные частицы имеют нанокристаллическое строение с размером кристаллитов твердого раствора на основе никеля 10±2 нм и карбида титана 15±2 нм.

В интервале 8−20 мин проходят процессы вторичного структурообразования, связанные преимущественно с измельчением и дальнейшей фрагментацией структуры композита. Формируется пересыщенный твердый раствор на основе никеля (параметр решетки a которого растет от 0.35525 до 0.35733 нм) с аморфно-кристаллическим строением. Уровень микродеформаций в никеле увеличивается от 0.4 до 1.12%, а размеры кристаллитов уменьшаются до 6 нм. Размер частиц композита с осколочной формой варьируется в узком диапазоне 2−18 мкм, а размер частиц карбида достигает 200−700 нм.

Согласно данным МРСА, формирование карбида титана приводит к появлению намола железа уже после 2 мин МА (0.3 вес.%), количество которого увеличивается с длительностью обработки до 11.04±3.16 вес.% при 8 мин МА.

Для последующей консолидации порошков композитов и получения жаростойких материалов и покрытий могут быть использованы механоактивированные смеси после 40 с МА для технологий реакционного спекания и синтезированные композиты после 4 мин МА для спекания или газотермического напыления. Образцы с более длительными временами МА содержат значительное количество намола Fe и Cr.

Работа выполнена в рамках государственного задания ИХТТМ СО РАН (№ 121032500062-4).

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

×

作者简介

T. Grigoreva

Institute of Solid State Chemistry and Mechanochemistry, Siberian Branch of the Russian Academy of Sciences

编辑信件的主要联系方式.
Email: grig@solid.nsc.ru
俄罗斯联邦, Novosibirsk, 630090

D. Dudina

Institute of Solid State Chemistry and Mechanochemistry, Siberian Branch of the Russian Academy of Sciences; Lavrentyev Institute of Hydrodynamics, Siberian Branch of the Russian Academy of Sciences

Email: grig@solid.nsc.ru
俄罗斯联邦, Novosibirsk, 630090; Novosibirsk, 630090

T. Vidyuk

Institute of Solid State Chemistry and Mechanochemistry, Siberian Branch of the Russian Academy of Sciences; Khristianovich Institute of Theoretical and Applied Mechanics, Siberian Branch of the Russian Academy of Sciences

Email: grig@solid.nsc.ru
俄罗斯联邦, Novosibirsk, 630090; Novosibirsk, 630090

S. Kovaleva

The Joint Institute of Mechanical Engineering of the National Academy of Sciences of Belarus

Email: grig@solid.nsc.ru
白俄罗斯, Minsk, 220072

A. Ukhina

Institute of Solid State Chemistry and Mechanochemistry, Siberian Branch of the Russian Academy of Sciences

Email: grig@solid.nsc.ru
俄罗斯联邦, Novosibirsk, 630090

E. Devyatkina

Institute of Solid State Chemistry and Mechanochemistry, Siberian Branch of the Russian Academy of Sciences

Email: grig@solid.nsc.ru
俄罗斯联邦, Novosibirsk, 630090

S. Vosmerikov

Institute of Solid State Chemistry and Mechanochemistry, Siberian Branch of the Russian Academy of Sciences

Email: grig@solid.nsc.ru
俄罗斯联邦, Novosibirsk, 630090

N. Lyakhov

Institute of Solid State Chemistry and Mechanochemistry, Siberian Branch of the Russian Academy of Sciences

Email: grig@solid.nsc.ru
俄罗斯联邦, Novosibirsk, 630090

参考

  1. Григорьева Т.Ф., Петрова C.А., Ковалева С.А., Дудина Д.В., Батраев И.С., Киселева Т.Ю., Жолудев С.И., Восмериков С.В., Девяткина Е.Т., Удалова Т.А., Поляков С.Н., Ляхов Н.З. Механохимический синтез порошков сплавов системы Cu–Al и их консолидация методом электроискрового спекания // ФММ. 2021. Т. 122. № 7. С. 729–736
  2. Григорьева Т.Ф., Дудина Д.В., Петрова С.А., Ковалева С.А., Батраев И.С., Восмериков С.В., Девяткина Е.Т., Ляхов Н.З. Композиты с алюминиевой матрицей, упрочненные частицами Cu9Al4: механохимический синтез и консолидация методом электроискрового спекания // ФММ. 2021. Т. 122. № 8. С. 824–830.
  3. Григорьева Т.Ф., Ковалева С.А., Квашнин В.И., Петрова С.А., Девяткина Е.Т., Восмериков С.В., Витязь П.А., Ляхов Н.З. Оловянная бронза, упрочненная частицами Cu9Al4: механохимический синтез и консолидация методом спекания под давлением // ФММ. 2023. Т. 124. № 1. С. 61–67.
  4. Волков А.Ю., Калонов А.А., Завалишин В.А., Глухов А.В., Комкова Д.А., Антонов Б.Д. Влияние интерфейсов на физико-механические свойства Cu/Mg-композитов // ФММ. 2020. Т. 121. № 6. С. 628–634.
  5. Дерягина И.Л., Попова Е.Н., Валова-Захаревская Е.Г., Патраков Е.И. Структура и термическая стабильность высокопрочного композита Cu-18Nb в зависимости от степени деформации // ФММ. 2018. Т. 119. № 1. С. 99–108.
  6. Григорьева Т.Ф., Киселева Т.Ю., Петрова C.А., Талако Т.Л., Восмериков С.В., Удалова Т.А., Девяткина Е.Т., Новакова А.А., Ляхов Н.З. Механохимически стимулированные реакции восстановления оксида железа алюминием // ФММ. 2021. Т. 122. № 6. С. 614–620.
  7. Григорьева Т.Ф., Талако Т.Л., Девяткина Е.Т., Восмериков С.В., Анчаров А.И., Цыбуля С.В., Витязь П.А., Ляхов Н.З. Модифицирование меди оксидом алюминия в ходе механически стимулированной реакции // ФММ. 2023. Т. 124. № 1. С. 78–83.
  8. Jõeleht M., Pirso J., Juhani K., Viljus M., Traksmaa R. The formation of reactive sintered (Ti, Mo)C–Ni cermet from nanocrystalline powders // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2014. V. 43. P. 284–290.
  9. Jing W., Yisan W. In-situ production of Fe–TiC composite // Mater. Lett. 2007. V. 61. P. 4393–4395.
  10. Chicardi E., Córdoba J.M., Sayagués M.J., Gotor F.J. Inverse core–rim microstructure in (Ti, Ta)(C, N)- based cermets developed by a mechanically induced self-sustaining reaction // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2012. V. 31. P. 39–46.
  11. Григорьев О.Н., Фролов Г.А., Евдокименко Ю.И., Кисель В.М., Панасюк А.Д., Мелах Л.М. Ультравысокотемпературная керамика для авиационно-космической техники // Авиационно-космическая техника и технология. 2012. № 8. С. 119–127.
  12. Нагараджа Ч. Реддиa, Аджай Кумарa Б.С., Редаппа Х.Н., Рамеш М.Р., Правееннатх Г. Коппад. Микроструктура, микротвердость и характеристики окисления Ni3Ti и Ni3Ti + (Cr3C2 + 20NiCr) покрытий, полученных методом высокоскоростного газопламенного напыления // ФММ. 2020. Т. 121. № 2. C. 179–189
  13. Dudina D.V., Grigoreva T.F., Devyatkina E.T., Vosmerikov S.V., Ukhina A.V., Markushin V.V., Lyakhov N.Z. Structural features of tantalum carbide-copper composites obtained by liquid phase-assisted spark plasma sintering // Ceramics International. 2022. V.48. Is. 21. P. 32556–32560.
  14. Zhu G., Wang W., Wang R., Zhao C., Pan W., Huang H., Du D., Wang D., Shu D., Dong A., Sun B., Jiang S. and Pu Y. Formation Mechanism of Spherical TiC in Ni-Ti-C System during Combustion Synthesis // Materials. 2017. V. 10. P. 1007.
  15. Zhao Z., Zheng K., Yu X., Wang L., Yao S., Qi Q. Effect of particles size of TiC on oxidation resistance of in-situ TiC/Ni composite // Heliyon. 2023. V. 9. e18220.
  16. Walunj G., Bearden A., Patil A., Larimian T., Christudasjustus J., Gupta R.K. and Borkar T. Mechanical and Tribological Behavior of Mechanically Alloyed Ni-TiC Composites Processed via Spark Plasma Sintering // Materials. 2020. V. 13. P. 5306.
  17. Zohari S., Sadeghian Z., Lotfi B., Broeckmann C. Application of spark plasma sintering (SPS) for the fabrication of in situ Ni-TiC nanocomposite clad layer // J. Alloys Compd. 2015. V. 633. P. 479–483.
  18. Tschakarov C.G., Gospodinov G.G., Bontschev Z. Über den mechanismus der mechanochemische synthese anorganisher verbindungen // J. Solid State Chem. 1982. V. 41. N 3. P. 244–252.
  19. Schaffer G.B., McCormick P.G. Combustion synthesis by mechanical alloying // Scripta Met. 1989. V. 23. No. 6. P. 835–838.
  20. Munir Z., Anselmi-Tamburini V. Self-Propagating Exothermic Reactions: The Synthesis of High-Temperature Materials by Combustion // Mater. Sci. Rep. 1989. V. 3. P. 277–365.
  21. Лихтман В.И., Щукин Е.Д., Ребиндер П.А. Физико-химическая механика металлов. М.: Изд-во АН СССР, 1962. 303 с.
  22. Щукин Е.Д., Сумм Б.Д., Горюнов Ю.В. О распространении жидких металлов по поверхности металлов в связи с адсорбционным эффектом понижения прочности // Коллоид. журн. 1963. Т. 25. № 2. С. 253–259.
  23. Deidda C., Doppiu S., Monagheddu M., Cocco G. A direct view of self-combustion behavior of the TiC system under milling // J. Metastable Nanocryst. Mater. 2003. V. 15–16. P. 215–220.
  24. Deidda C., Delogu F., Cocco G. In situ characterisation of mechanically induced self-propagating reactions // J. Mater. Sci. 2004. V. 39. No. 16–17. P. 5315–5318.
  25. Yang Y.F., Jin S.B., Jiang Q.C. Effect of reactant C/Ti ratio on the stoichiometry, morphology of TiCx and mechanical properties of TiCx-Ni composite // Cryst. Eng. Comm. 2013. V. 15. N 5. P. 852–855.
  26. Куранова Н.Н., Макаров В.В., Пушин В.Г. Атомная структура сплава Ti2NiCu после интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением и термообработки // ФММ. 2023. Т. 124. № 12. С. 1253–1260.
  27. Чувильдеев В.Н. Теория неравновесных границ зерен и ее приложения для описания нано и микрокристаллических материалов // Вестник Нижегородского ун-та им. Н.И. Лобачевского. 2010. № 5(2). С. 124–131.
  28. Teresiak A., Kubsch H. X-ray investigations of high-energy ball milled transition metal carbides // Nanostruct. Mater. 1995. V. 6. P. 671–674.
  29. Matteazzi P., Le Caër G. Room temperature mechanosynthesis of carbides by grinding of elemental powders // J. Am. Ceram. Soc. 1991. V. 6. P. 1382–1390.
  30. Rahaei M.B., Yazdani rad R., Kazemzadeh A., Ebadzadeh T. Mechanochemical synthesis of nano TiC powder by mechanical milling of titanium and graphite powders // Powder. Technol. 2012. V. 217. P. 369–376.
  31. Liu Z.G., Guo J.T., Ye L.L., Li G.S., Hu Z.Q. Formation mechanism of TiC by mechanical alloying // Appl. Phys. Lett. 1994. V. 65. P. 2666–2668.
  32. Xiong H., Li Z., Gan X., Chai L., Zhou K. High-energy ball-milling combined with annealing of TiC powders and its influence on the microstructure and mechanical properties of the TiC-based cermets // Mater. Sci. Eng. A. 2017. V. 694. P. 33–40.
  33. Jia H., Zhanga Z., Qia Z., Liub G., Biana X. Formation of nanocrystalline TiC from titanium and different carbon sources by mechanical alloying // J. Alloys Compd. 2009. V. 472. P. 97–103.
  34. Jam A., Nikzad L., Razavi M. TiC-based cermet prepared by high-energy ball-milling and reactive spark plasma sintering // Ceram. Int. 2017. V. 43. P. 2448–2455.
  35. El-Eskandarany M.S. Synthesis of nanocrystalline titanium carbide alloy powders by mechanical solid-state reaction // Metall. Mater. Trans. A. 1996. V. 8. P. 2374–2382.
  36. Ghosha B., Pradhanb S.K. Microstructure characterization of nanocrystalline TiC synthesized by mechanical alloying // Mater. Chem. Phys. 2010. V. 120. P. 537–545.
  37. Lyakhov N., Grigoreva T., Šepelák V., Tolochko B., Ancharov A., Vosmerikov S., Devyatkina E., Udalova Т., Petrova S. Rapid mechanochemical synthesis of titanium and hafnium carbides // J. Mater. Sci. 2018. V. 53. Is. 19. P. 13584–13591.
  38. Диаграммы состояния двойных металлических систем / справ.: в 3 т. под общ. ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1996. 992 с.
  39. Portnoi V.K., Leonov A.V., Mudretsova S.N., Fedotov S.A. Formation of nickel carbide in the course of deformation treatment of Ni-C mixtures // The Physics of Metals and Metallography. 2010. V. 109. Is. 2. P. 153–161.
  40. Задорожный В.Ю. Механохимический синтез систем Fe-Ti и Ni-Ti, устойчивость наноструктурного состояния / Дис. … к. т. н. МИСиС, 2008.
  41. Laugier J., Bochu B. LMGP-Suite of Programs for the interpretation of X-ray Experiments. ENSP. Grenoble: Lab. Materiaux genie Phys., 2003.
  42. DIFFRACplus: TOPAS. Bruker AXS GmbH, Ostliche. Rheinbruckenstraße 50, D-76187, Karlsruhe, Germany. 2006.
  43. Турчанин А.Г., Турчанин М.А. Термодинамика тугоплавких карбидов и карбонитридов. М.: Металлургия, 1991. 352 с.

补充文件

附件文件
动作
1. JATS XML
下载
2. Fig. 1. Diffraction patterns of the 50(Ti+C)+50Ni mixture after MA for 40 s (1), 2 (2), 4 (3), 8 (4) and 20 min (5).

下载 (20KB)
索引源数据
3. Fig. 2. Formation of TiC depending on the duration of the MHS in mixtures of Ti+C (50:50 at.%) [28] (1) and Ni+Ti+C (2).

下载 (14KB)
索引源数据
4. Fig. 3. SEM images and MRSA results of 50(Ti+C) + 50Ni (wt.%) mixture particles after MA for: (a) 40 s, (b) 2 min and (c) 4 min.

下载 (116KB)
索引源数据
5. Fig. 4. SEM images and MRSA results of the surface (a) and cross-section (b) of particles of the mixture 50(Ti+C) + 50Ni (wt.%) after MA for 8 min.

下载 (85KB)
索引源数据


Согласие на обработку персональных данных с помощью сервиса «Яндекс.Метрика»

1. Я (далее – «Пользователь» или «Субъект персональных данных»), осуществляя использование сайта https://journals.rcsi.science/ (далее – «Сайт»), подтверждая свою полную дееспособность даю согласие на обработку персональных данных с использованием средств автоматизации Оператору - федеральному государственному бюджетному учреждению «Российский центр научной информации» (РЦНИ), далее – «Оператор», расположенному по адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А, со следующими условиями.

2. Категории обрабатываемых данных: файлы «cookies» (куки-файлы). Файлы «cookie» – это небольшой текстовый файл, который веб-сервер может хранить в браузере Пользователя. Данные файлы веб-сервер загружает на устройство Пользователя при посещении им Сайта. При каждом следующем посещении Пользователем Сайта «cookie» файлы отправляются на Сайт Оператора. Данные файлы позволяют Сайту распознавать устройство Пользователя. Содержимое такого файла может как относиться, так и не относиться к персональным данным, в зависимости от того, содержит ли такой файл персональные данные или содержит обезличенные технические данные.

3. Цель обработки персональных данных: анализ пользовательской активности с помощью сервиса «Яндекс.Метрика».

4. Категории субъектов персональных данных: все Пользователи Сайта, которые дали согласие на обработку файлов «cookie».

5. Способы обработки: сбор, запись, систематизация, накопление, хранение, уточнение (обновление, изменение), извлечение, использование, передача (доступ, предоставление), блокирование, удаление, уничтожение персональных данных.

6. Срок обработки и хранения: до получения от Субъекта персональных данных требования о прекращении обработки/отзыва согласия.

7. Способ отзыва: заявление об отзыве в письменном виде путём его направления на адрес электронной почты Оператора: info@rcsi.science или путем письменного обращения по юридическому адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А

8. Субъект персональных данных вправе запретить своему оборудованию прием этих данных или ограничить прием этих данных. При отказе от получения таких данных или при ограничении приема данных некоторые функции Сайта могут работать некорректно. Субъект персональных данных обязуется сам настроить свое оборудование таким способом, чтобы оно обеспечивало адекватный его желаниям режим работы и уровень защиты данных файлов «cookie», Оператор не предоставляет технологических и правовых консультаций на темы подобного характера.

9. Порядок уничтожения персональных данных при достижении цели их обработки или при наступлении иных законных оснований определяется Оператором в соответствии с законодательством Российской Федерации.

10. Я согласен/согласна квалифицировать в качестве своей простой электронной подписи под настоящим Согласием и под Политикой обработки персональных данных выполнение мною следующего действия на сайте: https://journals.rcsi.science/ нажатие мною на интерфейсе с текстом: «Сайт использует сервис «Яндекс.Метрика» (который использует файлы «cookie») на элемент с текстом «Принять и продолжить».