close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

Формирование структуры и фазового состава нанокомпозитов на основе Fe-MC (M = Ti V Nb) при механохимическом синтезе из различных исходных компонентов.

код для вставкиСкачать
На правах рукописи
ЯЗОВСКИХ КСЕНИЯ АЛЕКСАНДРОВНА
ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И ФАЗОВОГО СОСТАВА
НАНОКОМПОЗИТОВ НА ОСНОВЕ Fe-MC (M = Ti, V, Nb) ПРИ
МЕХАНОХИМИЧЕСКОМ СИНТЕЗЕ ИЗ РАЗЛИЧНЫХ ИСХОДНЫХ
КОМПОНЕНТОВ
01.04.07 – физика конденсированного состояния
АВТОРЕФЕРАТ
диссертации на соискание ученой степени
кандидата физико-математических наук
Ижевск – 2014
2
Диссертационная работа выполнена в Физико-техническом институте УрО РАН,
г. Ижевск
Научный руководитель:
Ломаева Светлана Федоровна
доктор физико-математических наук
Официальные оппоненты:
Шабашов Валерий Александрович
доктор физико-математических наук,
ИФМ УрО РАН, г. Екатеринбург
Харанжевский Евгений Викторович
кандидат технических наук,
«Удмуртский государственный
университет», г. Ижевск
Ведущая организация
Национальный исследовательский
технологический университет «МИСиС»,
г. Москва
Защита диссертации состоится «___» _____ 20___ г. в ____ ч на заседании
диссертационного совета Д 004.025.01 при Физико-техническом институте УрО
РАН по адресу: 426000, г. Ижевск, ул. Кирова, д.132.
С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке и на сайте Физикотехнического института УрО РАН
Автореферат разослан «_____» ____________20___ г.
Ученый секретарь
диссертационного совета Д 004.025.01
доктор физико-математических наук
Добышева Л.В.
3
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность темы исследования. В настоящее время актуальной является
разработка
сплавов,
характеризующихся
высокой
твердостью
и
износостойкостью, для изготовления различных конструкционных деталей или
покрытий, работающих в условиях повышенных механических нагрузок.
Перспективными материалами являются металлические сплавы, упрочненные
карбидами тугоплавких металлов. Среди таких материалов широко
распространены карбидостали (КС) – композиционные материалы, образованные
объемным сочетанием химически разнородных компонентов (легированных
сталей и карбидов, чаще всего карбида титана, с массовой долей от 30 до 70 %) с
четкой границей раздела между ними.
Существующие на сегодняшний день методы получения КС имеют ряд
недостатков. Это сложность технологических процессов, их многостадийность;
использование дополнительно вводимых веществ, таких как связки, клеи;
сложность получения беспористых образцов с мелкозернистой структурой;
неполная смачиваемость частиц карбидов стальной связкой; плохая текучесть
расплавов с высоким содержанием карбидов, возможность появления
дополнительных фаз, негативно влияющих на свойства синтезируемых
композитов; и т.д.
Применение метода механохимического синтеза (МХС) для получения таких
композиционных материалов имеет значительные преимущества по сравнению с
другими методами. Это простой и эффективный метод получения композитов на
основе металл-керамика в наноструктурном состоянии, чего невозможно добиться
традиционными металлургическими методами после спекания при температурах
1200-1500 °C. Основой МХС является механическая обработка твёрдых смесей, в
результате которой происходят измельчение и пластическая деформация веществ,
ускоряется массоперенос и осуществляется перемешивание компонентов смеси на
атомарном уровне, активируется химическое взаимодействие твёрдых
реагентов [1]. Наряду с простотой подготовки исходных компонентов и
проведения МХС, сравнительно небольших энергозатратах, полученный продукт
представляет собой высокодисперсную фазу, что может быть удобно для
последующих технологических операций. Путем МХС, при соответствующем
подборе металлического материала для матрицы и керамического для ее
упрочнения, соотношения их объемов, времени обработки, метода
компактирования и режимов спекания, можно получать нанокомпозиты с
требуемым набором свойств. Использование органических сред (ОС) в качестве
источника углерода является перспективным для МХС композитных материалов
и позволяет получать нанодисперсные, равномерно распределенные по объему
образца карбидные фазы, что положительно сказывается на свойствах объемных
нанокомпозитов. При этом отсутствуют систематические исследования
механохимических превращений, имеющих место при МХС систем Fe-Ti-C,
Fe-V-C, Fe-Nb-C, которые учитывали бы влияние вида исходных материалов на
формирование
структурно-фазового
состава
и
свойства
конечного
механосинтезированного продукта.
4
Цель работы:
Исследование закономерностей формирования структуры и фазового состава
нанокомпозитов Fe-MC (M = Ti, V, Nb) при механохимическом синтезе с
использованием жидких органических сред и сравнение с процессами,
происходящими при сухом измельчении.
В соответствии с поставленной в работе целью решались следующие
задачи:

Синтез композиционных порошков Fe30–MC70 и Fe70–MC30 (M = Ti,
V, Nb) из различных исходных компонентов:
порошков железа и карбидообразующего металла М в жидких
органических средах;
порошков железа и карбидообразующего металла М с графитом;
порошков железа и карбидов МС.

Исследование структурно-фазовых превращений в процессах
механохимического синтеза, последующего компактирования и отжигов.

Установление влияния вида карбидообразующего элемента, его
концентрации и времени измельчения на особенности структурно-фазового
состояния механосинтезированных нанокомпозитов.

Установление
влияния
вида
исходных
компонентов
на
микротвердость объемных нанокомпозитов.
Научная новизна работы состоит в следующем:
1.
Впервые проведено исследование влияния вида исходных
компонентов на закономерности формирования структурно-фазового состава
композиционных материалов Fe-MC (M = Ti, V, Nb), полученных путем
механохимического синтеза.
2.
Показано, что механохимический синтез нанокомпозитов Fe70-MC30
(M = Ti, V, Nb) с использованием жидких органических сред приводит к самому
быстрому формированию однородной нанокристаллической структуры с
равномерно распределенными по объему частиц включениями наноразмерных
карбидных фаз, отсутствием крупных карбидных включений и поэтому
оптимален по сравнению с сухим измельчением.
3.
Установлено влияние вида карбидообразующего металла на
структурно-фазовый состав механосинтезированных порошков. Показано, что
количество образовавшихся карбидов MC (M = Ti, V, Nb) увеличивается в ряду V,
Ti, Nb и определяется пределом растворимости этих элементов в α-Fe.
4.
Установлено влияние вида исходных компонентов на микротвердость
объемных нанокомпозитов. Показано, что в случае использования жидкой
5
органической среды в качестве источника углерода значения микротвердости
нанокомпозитов Fe70-MC30 (M = Ti, V, Nb) выше по сравнению с образцами,
полученными сухим измельчением.
Практическая значимость работы
Результаты, полученные в работе, могут быть взяты за основу для получения
композиционных материалов, нанокристаллических аналогов карбидосталей с
определенными структурой, фазовым составом и микротвердостью.
В качестве методов исследования структурно-фазового состава полученных
систем, строения поверхности, дисперсности и формы частиц использовались:
рентгеновский дифракционный анализ, мессбауэровская спектроскопия,
сканирующая
электронная
микроскопия
в
сочетании
с
микрорентгеноспектральным анализом распределения основных легирующих
элементов, атомно-силовая микроскопия, металлографические исследования,
Оже-электронная спектроскопия.
Положения, выносимые на защиту:
1.
Механохимический синтез нанокомпозитов Fe70-MC30 (M = Ti, V,
Nb) из различных исходных компонентов приводит к формированию порошков с
нанокристаллической структурой (размер зерна ~ 5-11 нм) сложного фазового
состава. Дисперсность фаз и их количество зависят от состава исходных
компонентов.
2.
Вид исходных компонентов определяет последовательность стадий
процесса механосинтеза:
— при механосинтезе смеси порошков Fe и MC (M = Ti, V, Nb) в аргоне
происходит измельчение частиц исходного карбида, растворение части MC и
формирование фазы Fe-M-C, из которой после отжига формируются включения
Fe3C и вторичные карбиды MC.
— при механосинтезе смеси порошков Fe и M (M = Ti, V, Nb) с графитом в
аргоне происходит одновременное формирование карбидной фазы MC в частицах
M и Fe3C в частицах Fe, а также фазы Fe-M-С, из которой после отжига
формируются включения Fe3C и вторичные карбиды MC.
— при механосинтезе смеси порошков Fe и M (M = Ti, V, Nb) в жидкой
органической среде происходит образование сплава Fe-M с относительно
равномерным распределением карбидообразующего элемента, деструкция среды,
формирование фазы Fe-M-C, из которой после отжига формируются
наноразмерные карбиды MC и Fe3C, равномерно распределенные по объему
частиц.
3.
Механохимический синтез нанокомпозитов Fe70-MC30 (M = Ti, V,
Nb) с использованием жидкой органической среды имеет ряд преимуществ по
сравнению с сухим измельчением: самое быстрое формирование однородной
нанокристаллической структуры с равномерно распределенными по объему
частиц включениями наноразмерных карбидных фаз, отсутствие крупных
6
карбидных включений и возможность получения двухфазного α-Fe+MC или
трехфазного α-Fe+MC+Fe3C нанокомпозита, варьируя временем измельчения и
условиями отжига.
4.
Использование жидких углеводородных сред в качестве источника
углерода при синтезе материалов состава Fe70-MC30 (M = Ti, V, Nb) позволяет
получать более высокие значения микротвердости объемных нанокомпозитов по
сравнению с образцами, полученными методом сухого измельчения.
Личный вклад автора
Диссертация является самостоятельной работой, которая обобщает
результаты, полученные лично автором, а также в соавторстве. Вклад автора
состоит в проведении экспериментов и анализе полученных результатов. Цель и
задачи диссертационной работы были сформулированы научным руководителем.
Обсуждение экспериментальных результатов проводилось совместно с научным
руководителем. Основные выводы сформулированы автором.
Благодарности
Автор благодарит И.В. Повстугара за предоставленные порошки,
полученные методом сухого измельчения; В.А. Волкова за металлографические
данные порошков и помощь в проведении рентгеновского дифракционного
анализа; С.В. Заяц (ИЭФ УрО РАН) за компактирование порошков; О.Р.
Тимошенкову за электронно-микроскопические изображения.
Степень достоверности и апробация результатов. Основные результаты
работы были доложены и обсуждены на 10 Международных и Российских
конференциях и семинарах: VIII Всероссийской школе-конференции для
студентов, аспирантов и молодых ученых КоМУ-2010 (11-16 мая 2010, Ижевск);
III Всероссийской школе-семинаре студентов, аспирантов, молодых ученых и
специалистов по направлению «Наноматериалы» (27 сентября-2 октября 2010,
Рязань); XI Международной научно-технической уральской школе-семинаре
молодых ученых – металловедов (8–12 ноября 2010, Екатеринбург); IX
Всероссийской конференции "Физикохимия ультрадисперсных (нано -) систем"
(22-26 ноября 2010, Ижевск); III Международной конференции «От наноструктур,
наноматериалов и нанотехнологии к наноиндустрии» (6-8 апреля 2011, Ижевск);
XII Международной конференции «Дислокационная структура и механические
свойства металлов и сплавов» ДСМСМС-2011 (13-16 июня 2011, Екатеринбург);
VII International conference on “Mechanochemistry and Mechanical Alloying”
INCOME 2011 (August 31–September 3 2011, Herceg Novi, Montenegro); IX
Всероссийской школе-конференции для студентов, аспирантов и молодых ученых
КоМУ-2011 (7-10 ноября 2011, Ижевск); 19th International Symposium on
Metastable, Amorphous and Nanostructured Materials ISMANAM-2012 (June 18-22
2012, Moscow); X Всероссийской школе-конференции для студентов, аспирантов
и молодых ученых КоМУ-2013 (2-5 декабря 2013, Ижевск).
7
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении определены актуальность темы, цель и основные задачи
работы, научная новизна и положения, выносимые на защиту.
В первой главе представлен аналитический обзор литературы. Описаны
основные методы получения композиционных материалов на основе металлкерамика, существующие на сегодняшний день недостатки этих методов. Указано
на перспективы применения метода МХС для получения таких материалов.
Приведены литературные данные по структурно-фазовому составу и свойствам
композиционных материалов на основе Fe-М-C (M = Ti, V, Nb), полученных
путем МХС. Показано, что отсутствуют систематические исследования,
посвященные МХС систем Fe-Ti-C, Fe-V-C, Fe-Nb-C, которые учитывали бы
влияние вида исходных материалов на формирование структурно-фазового
состава и свойства конечного механосинтезированного продукта.
По итогам аналитического обзора литературы сформулирована цель
исследования.
Во второй главе представлена аттестация используемых в работе исходных
материалов, описаны методики получения и методы исследования образцов.
Образцы были получены путем МХС:
1.
порошков Fe (70 ат. %) с TiС, VС или NbС (30 ат. %) в аргоне,
tмхс = 16 ч (Fe-TiC/Fe-VC/Fe-NbC);
2.
порошков Fe (70 ат. %), Ti или V (15 ат. %) и графита (15 ат. %) в
аргоне, tмхс = 16 ч (Fe-Ti-графит/Fe-V-графит);
3.
порошков Fe (82 ат. %) и Ti (18 ат. %) в толуоле, tмхс = 16, 20, 32 ч
(Fe-Ti-толуол);
4.
порошков Fe (82 ат. %) с V или Nb (18 ат. %) в толуоле, tмхс = 20 ч
(Fe-V-толуол/Fe-Nb-толуол);
5.
порошков Fe (46 ат. %) с Ti, V или Nb (54 ат. %) в ксилоле, tмхс = 20 ч
(Fe-Ti-ксилол/Fe-V-ксилол/Fe-Nb-ксилол).
МХС проводили в шаровой планетарной мельнице Fritsch «Pulverisette 7»
энергонапряженностью 1,5-2 Вт/г. Сосуды мельницы (объем 45 см3) и 16
размольных шаров (диаметр 12 мм) были изготовлены из стали ШХ15 (1 % C и
1,5 % Cr), отличающейся высокой твердостью и минимальным содержанием
легирующих элементов, чтобы свести к минимуму загрязнение порошков
посторонними примесями. В этом случае намол за счет износа шаров и стенок
сосуда может сказаться только на кинетике протекающих реакций, но не на
свойствах получаемых порошков. Отношение массы шаров к массе
обрабатываемого материала бралось равным 10:1.
Полученные в результате МХС порошки подвергались компактированию
методом магнитно-импульсного прессования (МИП) [2]. Данный метод позволяет
получать объемные наноструктурные материалы, в ряде случаев сохраняя
8
предпочтительные для них метастабильные структурно-фазовые состояния
порошков за счет быстротечности импульсного прессования.
Для
определения
температур
компактирования
и
отжигов
механосинтезированных порошков был проведен синхронный термический
анализ – дифференциальная сканирующая калориметрия и термогравиметрия.
Отжиг механосинтезированных порошков был выполнен в вакууме 10–2 Па
при температурах 500 и 800 °С, равных температурам компактирования и отжига
компактов. Термообработанный порошок послужил модельным образцом для
исследования методом мессбауэровской спектроскопии, что позволило получить
представление об изменениях локальной атомной структуры сплава,
происходящих при компактировании.
Методом рентгеноструктурного анализа был исследован структурно-фазовый
состав полученных образцов.
Исследования формы и размера частиц порошков и шлифов компактов, а
также анализ их химического состава проводили при помощи сканирующей
электронной микроскопии в сочетании с микрорентгеноспектральным анализом
распределения основных легирующих элементов, атомно-силовой микроскопии,
металлографических исследований, Оже-электронной спектроскопии.
Рассмотрена методика измерения микротвердости.
В третьей главе представлены результаты исследований структуры и
фазового состава механосинтезированных из различных исходных компонентов
материалов Fe70-МC30 и Fe30-МC70 (M = Ti, V, Nb), аналогов карбидосталей с
низким и высоким содержанием карбидной фазы, 30 и 70 об. % соответственно.
Исследовано влияние вида исходных компонентов на свойства объемных
нанокомпозитов Fe70-МC30. Приведены основные сведения о системах Fe-Ti-C,
Fe-V-C, Fe-Nb-C, равновесные диаграммы состояния этих тройных и входящих в
состав двойных систем.
Механосинтез композитов Fe70–MC30 (M = Ti, V, Nb)
Система Fe-Ti-C
МХС порошков железа и карбида титана приводит к формированию
характерных особенностей морфологии – крупные камневидные агломераты и
мелкие частицы (рис. 1, а, б). Согласно металлографическим исследованиям
порошка Fe-TiC после МХС (рис. 1, в), крупные округлые частицы состоят из
темного ядра и светлой оболочки, а для мелкой фракции частиц характерно
наличие только светлой области.
Было показано, что темное ядро состоит из дисперсных включений TiC,
сохранившихся в результате дробления исходного порошка. Таких включений
больше в ядре по сравнению с оболочкой частиц. Таким образом, в процессе МХС
на более твердых частицах порошка, состоящих в основном из включений TiC,
формируется оболочка, состоящая из более пластичного железа с включениями
TiC.
9
а)
1
2
в)
Рис. 1. Изображения порошка Fe-TiC:
а, б) электронная микроскопия;
в) металлография. 1-оболочка, 2-ядро.
б)
Образец, полученный при МХС
порошков железа и титана с
графитом характеризуется подобной
структурой: на частицах порошка на
основе включений TiC, формируется
оболочка на основе железа.
Особая структура отличает
порошок, полученный при МХС
железа и титана в толуоле в течение
20 ч. Камневидные агломераты
порошка Fe-Ti-толуол состоят из
пластинчатых частиц (рис. 2, а) и
имеют
однородную
морфологическую структуру (рис. 2,
б).
а)
б)
Рис. 2. Изображения порошка Fe-Ti-толуол, tмхс = 20 ч: а) электронная
микроскопия; б) металлография.
10
Во всех трех случаях (Fe-TiC, Fe-Ti-графит и Fe-Ti-толуол) конечным
результатом МХС является формирование нанокомпозиционных порошков со
сложным фазовым составом – твердый раствор на основе α-Fe, карбид титана,
фаза на основе высокодисперсных карбидов железа, однако дисперсность фаз и их
количество зависят от исходных компонентов.
Количество растворенного титана в твердом растворе α-Fe(Ti) уменьшается в
ряду (таблица 1):
Fe-Ti-толуол (5 ат. %) → Fe-Ti-графит (4 ат. %) → Fe-TiС (3 ат. %).
Отжиг при Т = 500 °С приводит к уменьшению содержания титана в твердом
растворе.
Таблица 1. Количественный структурно-фазовый анализ порошков после МХС и
отжига при Т = 500 °С.
образец
Тотж, °С
фазовый
состав
масс. %
фазы,
(±3%)
параметр решетки, а
(нм, ±0,0005; ±0,001
для **)
Ti в
α-Fe, ат.
%/
состав
TiC
3
TiC0,6
размер
зерна, <L>
(нм, ±1)
α-Fe
75
0,2877
11
TiC
19
0,4305
10
Fe3C
6
*
*
Fe-TiС
α-Fe
74
0,2868
1
16
500
TiC
17
0,4303
TiC0,5
14
Fe3C
9
*
*
α-Fe
63
0,2881
4
8
TiC
18
0,4272
TiC0,32
6
Fe3C
19
*
*
Fe-Tiграфит
α-Fe
61
0,2875
2
9
500
TiC
19
0,4259
TiC1-х
8
Fe3C
20
*
*
α-Fe
*
0,2883
5
6
TiC
*
0,4295
TiC0,5
5
Fe-TiFe3C
*
*
*
толуол
α-Fe
71
0,2872
2
8
tмхс=20 ч
500
TiC
20
0,428**
TiC0,4
7
**
Fe3C
9
0,510 0,676 0,452
11
*Вследствие сильного уширения и перекрытия линий спектр не поддается количественному
анализу.
Линии карбида титана на дифрактограммах порошков во всех случаях
сдвинуты по направлению к большим углам 2θ по сравнению с табличными
значениями (рис. 3), что может быть связано с нестехиометрическим составом
монокарбида, недостатком в нем углерода. Состав TiС изменяется в сторону
уменьшения дефектности по углероду в ряду:
Fe-Ti-графит (TiC0,32) → Fe-Ti-толуол (TiC0,5) → Fe-TiС (TiC0,6).
11
Отжиг при Т = 500 °С приводит к повышению дефектности по углероду
состава карбидов.
Во всех трех случаях, в том числе после отжигов, присутствует фаза Fe3C
(рис. 4). Причины образования Fe3C в случае образца Fe-TiС – наличие
свободного углерода в исходном карбиде, а также растворение мелких частиц
карбида титана в железе в процессе МХС – содержание фазы TiC после МХС и
отжигов ниже исходного.
Согласно исследованиям порошков после МХС и отжига 500 °С (рис. 5)
методом мессбауэровской спектроскопии, присутствуют широкие распределения
по полям в областях 50-300 кЭ, которые связаны с формированием фаз на основе
Fe-C с различным содержанием углерода в ближайшем окружении железа
(Ф(Fe-C)) [3]. Распределения в областях 0-50 кЭ свидетельствуют о легировании
TiC атомами железа, что могло стать причиной уменьшения параметра решетки
TiC после МХС. О присутствии титана в железе свидетельствует появление
дополнительной компоненты в областях полей ~ 300-320 кЭ, которая
уменьшается после отжига.
1
60
80
100
40
2
40
60
80
100
3
40
40
60
60
80
80
2 θ , град. (C uK a )
100
Интенсивность, отн. ед.
Интенсивность, отн. ед.
40
1
60
80
100
2
40
60
80
100
3
40
60
80
100
α -F e
α -F e
F e 3C
F e 3C
T iC
T iC
100
40
60
80
100
2 θ , град. (CuK a )
Рис. 3. Дифрактограммы порошков Рис. 4. Дифрактограммы порошков
после МХС: 1 - Fe-TiС; 2 - после отжига 500 °С: 1 - Fe-TiС; 2 Fe-Ti-графит; 3 - Fe-Ti- толуол.
Fe-Ti-графит; 3 - Fe-Ti- толуол.
12
70%
12%
2%
98%
2
50%
1
Интенсивность, отн.ед.
Интенсивность, отн.ед.
1
2%
94%
2
2%
-6
-4
-2
0
2
Скорость, мм/с
4
6
0
100
200
H, кЭ
300
а)
-6
-4
-2
0
2
Скорость, мм/с
4
6 0
100
200
H, кЭ
300
б)
Интенсивность, отн.ед.
На основании полученных данных
предложены схемы процесса МХС
1
систем с различными исходными
компонентами, отличающимися видом
источника углерода.
87%
В случае использования в качестве
2
исходного компонента карбида титана,
3%
в процессе МХС под действием
интенсивных
пластических
-8 -6 -4 -2 0 2
4
6 08 100 200 300
Скорость, мм/с
H, кЭ
в)
деформаций происходит формирование
Рис. 5. Мессбауэровские спектры и нанокристаллической структуры в
функции Р(Н) для порошков после: железе, дробление хрупкого карбида
1–МХС; 2-отжига при Т = 500 °С. титана и растворение мелких частиц
а)
Fe-TiС;
б)
Fe-Ti-графит; TiC в железе. Далее происходит
в) Fe-Ti-толуол.
образование твердого раствора Ti в
α-Fe и последующее образование
высокодисперсных карбидов TiC и Fe3C в частицах железа, но времени обработки
(16 ч) было недостаточно, чтобы растворить в железе весь исходный карбид
титана, поэтому значительная часть включений TiC остаются достаточно
крупными. В результате, кроме распределенных по объему образца
нанокристаллических карбидных фаз, встречаются довольно крупные, которые
представляют собой исходный карбид титана. Полученный образец
характеризуется неоднородной структурой: на более твердых частицах порошка,
состоящих преимущественно из включений исходного TiC, присутствует
оболочка более пластичного железа с высокодисперсными включениями
карбидов титана и железа.
В случае использования в качестве источника углерода графита при МХС
под
действием
пластических
деформаций
компоненты
механически
перемешиваются с одновременным накоплением дефектов и уменьшением
размера зерен [4]; после достижения нанокристаллического состояния зерно
становится свободным от дефектов, а по границам нанозерен начинается
интенсивная взаимная диффузия компонентов, которая в сочетании с
пластической деформацией приводит к образованию твердого раствора Fe(Ti)
[5-7]; поскольку диффузионная подвижность примесей внедрения по границам
13
зерен очень велика, углерод скапливается на границах зерен и в тройных стыках,
где начинается формирование карбидных фаз, при этом происходит быстрое
формирование TiC в частицах титана в связи с низкой энтальпией его
образования. Процесс карбидообразования протекает довольно интенсивно,
свободный углерод присутствует в системе в количестве, достаточном для
одновременного образования карбида титана в частицах титана и карбидов железа
в частицах железа. В результате на крупных частицах титан-карбид титана,
обладающих высокой твердостью и плохо поддающихся пластической
деформации в процессе МХС формируется слой, образованный из сплава Fe-Ti с
высокодисперсными включениями карбидов, и выбранного времени обработки
(16 ч) недостаточно, чтобы получить гомогенное распределение компонентов в
композите. В отличие от предыдущего случая, в данном образце частицы на
основе железа имеют более сложный фазовый состав, включающий
высокодисперсные включения Fe3C, TiC и твердый раствор Fe(Ti) титана в
железе.
В случае использования толуола в качестве источника углерода при МХС
происходит формирование нанокристаллического состояния; растворение части
титана в железе, высвобождение углерода происходит постепенно, в результате
термокаталитической деструкции ОС. Процесс карбидообразования протекает
менее интенсивно, изначально происходит образование сплава Fe-Ti. Далее
накопленный в поверхностных слоях частиц углерод диффундирует внутрь
частиц по границам нанозерен, растворяется в приграничной искаженной и
обогащенной дефектами зоне. Происходит образование в приграничных зонах
нанокристаллического железа твердого раствора Ti в α-Fe и образование
высокодисперсных карбидов титана и железа, локализованных на
межкристаллитных границах наноструктуры. Преимущественное формирование
TiC происходит до тех пор, пока в системе присутствует несвязанный титан, далее
происходит формирование карбидов железа. В результате, варьируя временем
МХС и условиями отжига, можно получить двухфазный α-Fe+TiC или
трехфазный α-Fe+TiC+Fe3C нанокомпозит с равномерным распределением
нанокристаллической карбидной фазы по объему образца. В отличие от
предыдущих случаев, когда частицы имели структуру ядро-оболочка, в данной
системе частицы порошка имеют однородную структуру.
Отжиг не приводит к изменениям морфологической структуры частиц. В
случае образцов Fe-TiС и Fe-Ti-графит сохраняется структура частиц
ядро-оболочка. Происходит уменьшение количества титана, содержащегося в
твердом растворе Ti в α-Fe, а также увеличение дефектности по углероду TiC. В
результате отжигов формируются нанокомпозиты α-Fe(Ti) + TiC + Fe3C и
α-Fe(Ti) + TiC + Fe3C + Ф(Fe-C) в зависимости от условий отжига и получения
образцов.
14
Объемные
нанокомпозиты
были
получены
компактированием
механосинтезированных порошков методом МИП, который позволяет сохранять
наноструктурное состояние материалов. Проведено исследование влияния вида
исходных компонентов при МХС на структурно-фазовый состав компактов и их
микротвердость.
Количественный структурно-фазовый состав компактов и порошков после
отжига при 500 °С не отличаются существенным образом.
На АСМ-изображении поверхности компакта Fe-TiС после травления
(рис. 6, а) кроме однородно распределенных мелких частиц карбидов с размерами
до 100 нм встречаются и более крупные, с размерами 1-10 мкм, представляющие
собой нерастворенные частицы исходного карбида титана.
На светлых участках поверхности компакта Fe-Ti-графит карбидные
частицы, образовавшиеся при отжиге и проявляющиеся после травления в виде
более ярких включений, равномерно распределены по образцу. Это
свидетельствует о высокой степени однородности компонентов смеси на этих
участках.
Карбидная структура компакта Fe-Ti-толуол однородная, с мелкими,
близкими по размеру зернами. Увеличение времени МХС до 32 ч приводит к
формированию сеткообразной карбидной структуры, которая представляет собой
прослойки карбидов, расположенные по границам зерен α-фазы.
Компактирование не изменяет морфологических особенностей, присущих
порошкам. Особая карбидная структура формируется в случае измельчения в
жидкой ОС: мелкие, близкие по размерам, равномерно распределенные
карбидные включения и участки сеткообразной структуры, количество которых
растет с увеличением времени МХС.
а)
б)
15
г)
в)
Рис. 6. АСМ-изображения компактов после отжига при 500 °С травления:
а) Fe-TiС; б) Fe-Ti-графит; в) Fe-Ti-толуол, tмхс = 20 ч; г) Fe-Ti-толуол, tмхс = 32 ч.
Данные микротвердости образцов представлены в таблице 2. Сравнительно
высокая степень неоднородности структуры образца Fe-TiС приводит к самой
низкой в ряду микротвердости.
Чуть выше микротвердость образца Fe-Ti-графит, что, вероятно, связано с
увеличением областей с однородным распределением компонентов.
Образцы Fe-Ti-толуол (tМХС≥20 ч) однородны по структуре и свойствам –
разброс значений микротвердости по площади образца не более 5 %. Высокие
значения микротвердости обусловлены присутствием сеткообразной карбидной
структуры, которая создает своеобразный карбидный каркас.
Во всех трех случаях образцы превосходят по микротвердости полученные
традиционным методом порошковой металлургии КС близкого состава (1,1 % С;
98,9 % Fe)-34 % TiC (~ 4 ГПа) [8].
Поведение систем Fe-Ti-C, Fe-V-C и Fe-Nb-C во многом похоже, и
структурно-фазовые превращения при МХС порошков этих систем из одинаковых
исходных компонентов и отжигах принципиально не отличаются. При этом
выявлен ряд отличий, связанный с содержанием карбидообразующего элемента в
железе и количеством образовавшегося соответствующего карбида, что
обусловлено разной растворимостью карбидообразующего элемента в железе
(растворимость увеличивается в ряду Nb→Ti→V [9]).
Исходя из этих особенностей тройных систем, можно обобщить результаты,
полученные при МХС с использованием трех различных комбинаций исходных
компонентов.
МХС порошков Fe и карбидов (TiC, VC, NbC) в аргоне. Характерная
морфология механосинтезированного порошка – мелкие частицы и крупные
камневидные агломераты со структурой ядро-оболочка, где ядро состоит из
дисперсных карбидных включений, сохранившихся в результате дробления
исходного порошка, а оболочка, также как и мелкие частицы порошка,
представляет собой более пластичное железо высокодисперсными карбидными
16
включениями. Во всех случаях происходит растворение части исходного карбида
в железе, фазовый состав: твердый раствор карбидообразующего элемента
(количество увеличивается в ряду Nb→Ti→V) в железе, соответствующий карбид
(состав стремится к стехиометрическому в ряду TiC→NbC→VC), Fe3C и Ф(Fe-C),
из которых после отжига формируется Fe3C.
МХС порошков Fe и (Ti, V) с графитом в аргоне приводит к большему
растворению карбидообразующего элемента в железе и образованию большего
количества Fe3C и Ф(Fe-C). Структура ядро-оболочка в данном случае
наблюдается, однако имеет место более сложный фазовый состав.
МХС порошков Fe и (Ti, V, Nb) в толуоле. Отличительной особенностью
является однородная структура частиц порошка. По сравнению с МХС с
использованием графита процесс карбидообразования идет медленнее, т.к.
значительная часть подводимой энергии тратится на разрыв связей C-H [10]. При
этом на начальных стадиях МХС удается достичь гомогенного состояния с
растворением карбидообразующего элемента (количество увеличивается в ряду
Nb→Ti→V) в железе. Чем больше количество твердого раствора
карбидообразующего
элемента
в
железе,
тем
меньше
образуется
соответствующего карбида (количество уменьшается в ряду NbC→TiC→VC), а
высвобождаемый в результате деструкции углерод взаимодействует с железом с
образованием Fe3C (максимальное количество в системе Fe-V-толуол).
Таким образом, для всех трех систем МХС с использованием жидкой
углеводородной среды измельчения оптимален по сравнению с сухим
измельчением, поскольку в данном случае однородная нанокристаллическая
структура формируется значительно быстрее, т.к. нет необходимости растворять
крупные карбидные включения, обладающие высокой твердостью и плохо
поддающиеся пластической деформации.
Для всех трех систем показатели микротвердости (таблица 2) выше в случае
использования жидкой органической среды в качестве источника углерода,
благодаря чему происходит достижение однородной структуры, формирование
наноразмерных карбидных фаз, отсутствие крупных карбидных включений.
Самые низкие значения микротвердости характерны для системы Fe-V-C, что
связано с особенностями структуры поверхности образцов - выкрашивание
карбидов, покрытых оксидными оболочками, в процессе шлифования и
химического травления, приводит к появлению большого количества пор, что
отрицательно сказывается на микротвердости образцов.
Самые высокие значения микротвердости как после компактирования, так и
после отжига характерны для образцов Fe-Ti-толуол.
17
Таблица 2. Микротвердость образцов систем (Fe-Ti-C, Fe-V-C, Fe-Nb-C) после
компактирования и отжига.
ρ, г/см3, ±0,1
система исходные компоненты tМХС
Fe-TiC
Fe-Ti-графит
16
16
16
обработка
компакт
компакт
компакт
Fe-Ti-C
компакт
20
Fe-Ti-толуол
отжиг 925 °С
компакт
32
отжиг 925 °С
компакт
Fe-VC
16
отжиг 925 °С
компакт
Fe-V-C
Fe-V-графит
16
отжиг 925 °С
компакт
Fe-V-толуол
20
отжиг 925 °С
Fe-NbС
16
компакт
Fe-Nb-C
компакт
Fe-Nb-толуол
20
отжиг 925 °С
*по данным рентгенофазового анализа.
экспер.
теорет.*
6,8
6,6
7,1
7,3
6,8
7,1
6,7
7,1
6,7
7,3
6,3
7,5
6,7
7,5
Нv200, ГПа
9,5 ± 1
10,7 ± 0,5
13,5 ± 0,7
11,0 ± 0,5
9 ± 0,3
12,2 ± 0,2
8,5 ± 0,4
10,3 ± 0,7
5,3 ± 0,3
9,0 ± 0,9
5,0 ± 0,5
10,7 ± 0,5
7,1 ± 0,2
10,4 ± 1,1
12,3 ± 0,4
5,0 ± 0,1
Механосинтез композитов Fe30–MC70 (M = Ti, V, Nb)
Приведены результаты исследования структурно-фазового состава и
измерения микротвердости нанокомпозитов Fe30-МC70 (M = Ti, V, Nb),
механосинтезированных в среде ксилола и подвергнутых последующему
магнитно-импульсному прессованию. Учитывая результаты предыдущих
исследований, путем МХС в среде жидких углеводородов были получены
композиты с высоким содержанием карбидной фазы, 70 об. %, аналоги
карбидосталей, которые в ряде случаев смогут стать перспективными
заменителями твердых сплавов.
В результате МХС порошковой смеси железа и титана в ксилоле
формируется
нанокомпозит
со
сложным
фазовым
составом:
α-Fe(Ti) + TiC + Ф(Fe-Ti) + Ф(Fe-C). Отжиг при Т = 500 °С приводит к
образованию фазы Ti2Fe из Ф(Fe-Ti).
МХС железа и ванадия в ксилоле приводит к образованию нанокомпозита
состава: α-Fe(V) + VC + Ф(Fe-C). Отжиг при Т = 500 °С не приводит к
качественным изменениям.
Результатом МХС железа и ниобия в ксилоле является нанокомпозит
α-Fe + NbC + рентгеноаморфная фаза Fe-Nb-C + Ф(Fe-C). Отжиг при Т = 500 °С
приводит к появлению фазы NbFe2.
18
Для
образцов
Fe-М-ксилол
характерен
неполный
переход
карбидообразующего элемента в соответствующий карбид в связи с недостатком
свободного углерода. В связи с этим карбидообразующие элементы участвуют в
формировании интерметаллических фаз и твердых растворов с железом.
Количество карбидов уменьшается в ряду (NbC→TiC→VC), что связано с разной
растворимостью карбидообразующих элементов в железе. При условии
увеличения времени МХС возможно образование ожидаемого количества
карбида.
Схема процесса МХС композиционных порошков состава Fe30–МC70 в
среде ксилола не отличается существенным образом от рассмотренной выше для
МХС порошков состава Fe70–МC30 в среде толуола (M = Ti, V, Nb).
Проведено исследование структурно-фазового состава и микротвердости
объемных нанокомпозитов Fe30-МC70.
На электронно-микроскопических изображениях компакта Fe-Ti-ксилол
после травления поверхности (рис. 7, а) присутствуют участки двух типов,
размеры которых близки к размерам частиц порошка, из которого он изготовлен.
Нерастравленная поверхность, к которой относится большинство участков на
изображении, соответствует частицам на основе карбида титана. Растравленные
участки с мелкими включениями карбидных фаз соответствуют частицам на
основе железа. Сеткообразная структура карбидных включений в данном случае
не наблюдается.
Травление поверхности компакта Fe-V-ксилол более равномерное, поскольку
основной фазой является твердый раствор Fe(V). На изображении (рис. 7, б)
можно видеть большое количество пор, появившихся в результате выкрашивания
карбидов. Их размеры, форма и расположение соответствуют морфологии
карбидов, формирующихся в процессах МХС и компактирования. Поры на
поверхности характеризуются относительно равномерным распределением,
глобулярной формой и размерами не более 100 нм.
На изображении компакта Fe-Nb-ксилол, так же как и для Fe-Ti-ксилол
наблюдаются участки нерастравленной поверхности, которая соответствует
частицам на основе карбида ниобия, растравленные участки с включениями
карбидных фаз, соответствующие частицам на основе железа (рис. 7, в). Видны
довольно крупные ограненные карбидные включения, окруженные участками
сеткообразной карбидной структуры (рис. 7, г).
19
а)
б)
в)
г)
Рис. 7. Электронно-микроскопические изображения компактов: а) Fe-Ti-ксилол;
б) Fe-V-ксилол; в, г) Fe-Nb-ксилол.
Плотность (экспер.) компакта Fe-Ti-ксилол в ~ 1,6 раза меньше
теоретической плотности, рассчитанной по результатам рентгенофазового
анализа, что свидетельствует о значительной пористости образца. Невысокая
плотность приводит к меньшему значению микротвердости (6,1 ± 0,3 ГПа) по
сравнению с микротвердостью КС, полученной традиционным методом
порошковой металлургии близкого состава (1,1 % С; 98,9 % Fe)-63 % TiC
(8 ГПа) [8].
Микротвердость образцов Fe-V-ксилол (5,1 ± 0,2 ГПа) и Fe-Nb-ксилол
(5,2 ± 0,3 ГПа) немного меньше, чем Fe-Ti-ксилол, что, вероятно, связано с
особенностями карбидной структуры образцов и присутствием кислорода.
Таким образом, показано, что методом МХС с использованием жидкой
органической среды и последующего компактирования возможно получение
объемных нанокомпозитов с высоким содержанием карбидной фазы, 70 об. %, с
плотностью 70-80 % от теоретической и микротвердостью до 6 ГПа. Невысокие
значения микротвердости образцов Fe-М-ксилол (M = Ti, V, Nb) обусловлены их
низкой плотностью, несоответствием содержания соответствующих карбидов
20
ожидаемым количествам и присутствием оксидных фаз. Существуют пути
улучшения свойств рассмотренных материалов путем замены ферритной
связующей фазы на более прочные легированные аустенитные стали, что может
стать предметом дальнейших исследований.
ВЫВОДЫ
В диссертационной работе с использованием комплекса экспериментальных
методов исследованы закономерности формирования структуры, фазового состава
и морфология порошковых и компактированных нанокомпозитов Fe-MC (M = Ti,
V, Nb) при механохимическом синтезе с использованием жидких органических
сред и проведено сравнение с процессами, происходящими при сухом
измельчении.
1. Установлены закономерности структурно-фазовых превращений при
механохимическом синтезе, которые являются общими для всех исследованных
систем на основе Fe-MC (M = Ti, V, Nb). Конечным результатом механосинтеза
является формирование порошков с нанокристаллической структурой (размер
зерна ~ 5-11 нм) сложного фазового состава – твердый раствор на основе α-Fe,
карбиды MC, фаза на основе высокодисперсных карбидов железа, при этом
дисперсность фаз и их количество зависят от состава исходных компонентов.
2. Показано, что последовательность стадий процесса механосинтеза зависят
от состава исходных компонентов:
— при механосинтезе смеси порошков Fe и MC (M = Ti, V, Nb) в аргоне
происходит измельчение частиц исходного карбида, растворение части MC и
формирование фазы Fe-M-C, из которой после отжига формируются включения
Fe3C и вторичные карбиды MC. Крупные частицы порошка имеют структуру
ядро-оболочка, где ядро состоит преимущественно из включений исходного
карбида, а оболочка представляет собой сплав на основе Fe с высокодисперсными
включениями карбидов.
— при механосинтезе смеси порошков Fe и M (M = Ti, V, Nb) с графитом в
аргоне происходит одновременное формирование карбидной фазы MC в частицах
M и Fe3C в частицах Fe, а также фазы Fe-M-С, из которой после отжига
формируются включения Fe3C и вторичные карбиды MC. Крупные частицы также
имеют структуру ядро-оболочка.
— при механосинтезе смеси порошков Fe и M (M = Ti, V, Nb) в жидкой
органической среде происходит образование сплава Fe-M с относительно
равномерным распределением карбидообразующего элемента, деструкция среды,
формирование фазы Fe-M-C, из которой после отжига формируются
наноразмерные карбиды MC и Fe3C, равномерно распределенные по объему
частиц. В связи с преимущественным формированием фазы МC, происходящим
до тех пор, пока в системе присутствует несвязанный элемент M, есть
возможность, варьируя временем механосинтеза и условиями отжига, получать
двухфазный α-Fe+MC или трехфазный α-Fe+MC+Fe3C нанокомпозит с
равномерным распределением нанокристаллической карбидной фазы по объему
образца. В данной системе частицы порошка имеют однородную структуру.
21
3. Установлено влияние вида карбидообразующего металла на структурнофазовый состав механосинтезированных порошков. Показано, что количество
образовавшихся карбидов MC (M = Ti, V, Nb) увеличивается в ряду V, Ti, Nb и
определяется пределом растворимости этих элементов в α-Fe.
4. Компактирование и отжиги приводит к формированию нанокомпозитов
α-Fe+MC+Fe3C (M = Ti, V, Nb), не изменяя морфологические особенности,
присущие механосинтезированным порошкам. Показано, что выбор жидкой
углеводородной среды в качестве источника углерода при механохимическом
синтезе оптимален по сравнению с сухим измельчением за счет быстрого
формирования однородной структуры гетерогенной системы.
5. Наиболее высокие значения микротвердости (до 14 ГПа) при плотности
94-96 % от теоретической характерны для нанокомпозитов Fe70–TiC30,
полученных с использованием жидких органических сред.
6. Показано, что путем механохимического синтеза с использованием
жидкой органической среды и последующего компактирования методом
магнитно-импульсного
прессования
возможно
получение
объемных
нанокомпозитов с высоким содержанием карбидной фазы – Fe30-MC70 (M = Ti,
V, Nb).
Основное содержание работы изложено в следующих публикациях:
Список статей в научных журналах, входящих в Перечень ВАК РФ:
1. Сюгаев, А.В., Язовских, К.А., Лялина, Н.В., Ломаева, С.Ф. Структурно-фазовый
состав и коррозионно-электрохимические свойства нанокомпозитов МеС(70)Fe(30) (Ме=Ti, V, Nb) // Химическая физика и мезоскопия. – 2012. – Т.14. – №2. –
С. 258-265.
2. Ломаева, С.Ф., Язовских, К.А., Маратканова, А.Н., Сюгаев, А.В.,
Тимошенкова, О.Р., Кайгородов, А.C., Заяц, С.В., Паранин, С.Н., Иванов, В.В.
Объемные нанокомпозиты Fe-TiC-Fe3C, полученные механосплавлением в
жидких органических средах и магнитно-импульсным прессованием //
Перспективные материалы. – 2012. – №4. – C. 1-9.
Переводная версия: Lomayeva, S.F., Yazovskikh, K.A., Maratkanova, A.N., Syugaev,
A.V., Timoshenkova, O.R. et al. Bulk Fe-TiC-Fe3C nanocomposites formed by
mechanical alloying in liquid organic media and by magnetic pulse compaction //
Inorganic Materials: Applied Research. – 2013. – V. 4. – № 2. – Р. 138-145.
3. Ломаева, С.Ф., Язовских, К.А., Маратканова, А.Н., Волков, В.А., Ульянов, А.Л.,
Елсуков, Е.П. Нанокомпозиты Fe+VС+Fe3C, полученные механосинтезом из
различных исходных компонентов // Физика металлов и металловедение. – 2012. –
Т. 113. – №3. – С. 261-270.
Переводная версия: Lomayeva, S.F., Yazovskikh, K.А., Maratkanova, A.N., Volkov,
V.A., Ul'yanov, A.L., Yelsukov, E.P. Fе-VC-Fе3C nanocomposites produced by
mechanical synthesis from various starting components // The Physics of Metals and
Mtyallography. – 2012 – V. 113. –№ 3. – P. 246-255.
22
4. Язовских, К.А., Ломаева, С.Ф., Заяц, С.В., Тимошенкова, О.Р., Кайгородов, А.C.
Композиты MeC-Fe (Me=Nb,Ti,V), полученные механосинтезом в среде жидких
углеводородов // Физика и химия обработки материалов. – 2013. – № 6. – С. 65-71.
5. Yazovskikh, K.А., Lomayeva, S.F. Mechanosynthesis of Fe-NbC nanocomposite //
Journal of Alloys and Compounds. – 2014. – V. 586. – P. S65-S67.
Работы в других изданиях:
1. Yazovskikh, K.А., Syugaev, А.V. and Lomayeva, S.F. Mechanosynthesis of Fe-MeC
(Me=V, Ti, Nb) Nanocomposites. Nanocomposites: Synthesis, Characterization and
Applications / Wang, X. – New York: Nova Science Publishers, 2013. – Chapter 16. –
Р. 349-368.
2.
Ломаева,
С.Ф.,
Язовских,
К.А.
Механосинтез
нанокомпозитов
Fe70(VC/TiC/NbC)30 с использованием жидких органических сред // Сборник
тезисов докладов VIII Всероссийской школы-конференции молодых ученых
«КоМУ-2010», Ижевск: Изд-во ИжГТУ. – 2010. – С. 119.
3.
Язовских,
К.А.,
Ломаева,
С.Ф.
Механосинтез
нанокомпозитов
Fe70(VC/TiC/NbC)30 с использованием жидких органических сред // Сборник
трудов III Всероссийской школы-семинара студентов, аспирантов и молодых
ученых по направлению “НАНОМАТЕРИАЛЫ”, Рязань: Редакционноиздательский центр РГРТУ. – 2010. – Т. II. – С. 84.
4.
Язовских,
К.А.,
Ломаева,
С.Ф.
Механосинтез
нанокомпозитов
Fe70(VC/TiC/NbC)30 с использованием жидких органических сред // Сборник
научных статей XI Международной научно-технической Уральской школысеминара молодых ученых-металловедов, Екатеринбург: Изд-во УрФУ. – 2010. –
С. 222.
5. Ломаева, С.Ф., Язовских, К.А, Юровских, А.С., Рыжков, М.А., Паранин, С.Н.,
Заяц, С.В. Нанокомпозиты Fe70(VC/TiC/NbC)30, полученные механосинтезом в
жидких органических средах // Материалы IX Всероссийской конференции
"Физикохимия ультрадисперсных (нано-) систем", Москва: типография МИФИ. –
2010. – С. 73-74.
6. Язовских, К.А., Сюгаев, А.В., Ломаева, С.Ф. Механосинтез нанокомпозитов
(VC/TiC/NbC) – Fe с использованием жидких органических сред // Тезисы
докладов III Международной конференции «От наноструктур, наноматериалов и
нанотехнологий к наноиндустрии», Ижевск: Изд-во ИжГТУ. – 2011. – С. 157-158.
7. Ломаева, С.Ф., Маратканова, А.Н., Сюгаев, А.В., Язовских, К.А., Елсуков, Е.П.
Механосинтезированные нанокомпозиты Fe/MeC (Мe=Ti, V, Nb) // Тезисы
докладов XII Международной конференции «Дислокационная структура и
механические свойства металлов и сплавов, ДСМСМС-2011», Екатеринбург:
ИФМ УрО РАН. – 2011. – С. 128-129.
8. Yazovskikh, K.A., Syugaev, A.V., Lomayeva, S.F. Mechanosynthesis of
nanocomposites (VC/TiC/NbC)–Fe in liquid organic media // Abstracts VII
International Conference on Mechanochemistry and Mechanical alloying, INCOME
2011, Belgrad: Materials Research Society of Serbia. – 2011. – Р. 28.
23
9. Язовских, К.А., Ломаева, С.Ф., Сюгаев, А.В. Наноструктурированные аналоги
карбидосталей – Fe30(NbC/TiC/VC)70, полученные путем механосинтеза в
жидких органических средах // Сборник тезисов докладов IX Всероссийской
школы-конференции молодых ученых «КоМУ-2011», Ижевск: Изд-во ФТИ УрО
РАН, ИжГТУ. – 2011– С. 123-124.
10. Yazovskikh, K.A., Lomayeva, S.F., Syugaev, A.V. Fe(30)-MeC(70) (Me=Nb, Ti,
V) mechanosynthesized nanocomposites // Book of abstracts 19th International
Symposium on Metastable, Amorphous and Nanostructured Materials ISMANAM
2012, Moscow. – 2012. – P. 225.
11.
Язовских,
К.А.
Особенности
структурно-фазового
состояния
механосинтезированных в жидких органических средах нанокомпозитов на
основе Fe и Ti и влияние добавок Si и N // Сборник тезисов докладов X
Всероссийской школы-конференции молодых ученых «КоМУ-2013», Ижевск:
Изд-во ФТИ УрО РАН, ИжГТУ имени М.Т. Калашникова. – 2013 – С. 97.
Список цитируемой литературы:
1.
Гусев, А.И. Нанотехнологии, наноструктуры, наноматериалы. – М.:
ФИЗМАТЛИТ, 2005. – 416 с.
2.
Иванов, B.B., Паранин, C.H, Вихрев, А.Н. Способ импульсного прессования
твердых порошковых материалов и устройство для его осуществления. – 1994. –
Патент RU № 94039190/02.
3.
Yelsukov, E.P., Dorofeev, G.A., Zagainov, A.V., Vildanova, N.F., Maratkanova,
A.N. Initial stage of mechanical alloying in the Fe-C system // Materials Science and
Engineering: A. – 2004. – V. 369. – P. 16-22.
4.
Ломаева, С.Ф. О механизмах формирования дисперсности и структурнофазового состава в системах на основе железа при механоактивации //
Деформация и разрушение материалов. – 2005. – № 3. – C. 9-15.
5.
Васильев, Л.С., Ломаев, И.Л. О возможных механизмах эволюции
наноструктур при интенсивной пластической деформации металлов и сплавов //
ФММ. – 2006. – Т. 101. – № 4. – C. 417-424.
6.
Васильев, Л.С., Ломаева, С.Ф. Механизм насыщения нанокристаллических
порошков примесями внедрения при механическом диспергировании //
Коллоидный журнал. – 2003. – Т. 65. – № 5. – C. 697-705.
7.
Елсуков, Е.П., Дорофеев, Г.А., Фомин, В.М., Коныгин, Г.Н., Загайнов, А.В.,
Маратканова, А.Н. Механически сплавленные порошки Fe(100-x)C(x); x = 5 25 ат.
%. I. Структура, фазовый состав и температурная стабильность // ФММ. – 2002. –
Т. 94. – № 4. – C. 43-54.
8.
Гуревич, Ю.Г., Нарва, В.К., Фраге, Н.В. Карбидостали. – М.: Металлургия,
1988. – 144 с.
9.
Вол, А.Е. Строение и свойства двойных металлических систем. – М: Физ.мат. лит., 1962. – 982 с.
10. Ломаева, С.Ф. Механизмы формирования структуры, фазового состава и
свойств наносистем на основе железа при механоактивации в органических
средах: дисс. ...д-ра физ.-мат. наук: 01.04.07. – Ижевск, 2007. – 334 с.
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа