Layered composite material of niobium–ceramic

封面

如何引用文章

全文:

详细

Layered composite materials based on niobium and cermet were produced via self-propagating high-temperature synthesis of pre-structured samples using metal foils (Ti, Nb, Ta, Ni) and reaction tapes (Ti + 1.7B) and (5Ti + 3Si). Reaction tapes for synthesis were produced by rolling process of powder mixtures. The microstructure, elemental and phase compositions of the synthesized multilayer composite materials were studied by scanning electron microscopy and X-ray phase analysis. Particular attention was paid to the formation of intermediate layers and surface modification occurring during combustion. The strength characteristics of synthesized materials were determined according to the three-point loading scheme at temperatures of 1100°C. The analysis of obtained materials showed that joining in the combustion mode of metal foils and reaction tapes is provided due to reaction diffusion, mutual impregnation and chemical reactions occurring in the reaction tapes and on the surface of metal foils. The formation of thin intermediate layers in the form of cermet and eutectic solutions provides the synthesized multilayer materials with good strength properties up to 87 MPa at 1100°C. These results are of interest for the development of structural materials operating under extreme conditions.

全文:

ВВЕДЕНИЕ

В связи с быстрым развитием техники требования к высокотемпературным материалам становятся все более жесткими [1, 2]. Для широко используемых в настоящее время сплавов на никелевой основе рабочая температура (1150°С) достигла 85% их температуры плавления [3], поэтому встал вопрос о высокотемпературных материалах нового поколения, способных работать при температурах выше 1200°С. Ниобий и материалы на его основе обладают привлекательными свойствами, такими как высокая температура плавления, прочность при высоких температурах и относительно низкая плотность по сравнению с другими тугоплавкими материалами [1, 2, 4–7].

В настоящей работе исследованы процессы, определяющие формирование слоистых композиционных материалов на основе ниобия в режиме горения (самораспространяющегося высокотемпературного синтеза). Предварительное структурирование слоистых материалов, изменение химического состава, толщины и очередности слоев в образце или покрытии позволяет получать градиентно-слоистую структуру с заданными свойствами в соответствии с требованиями промышленной эксплуатации и часто обеспечивает сложный набор требуемых свойств. Например, уменьшение массы конструкции при сохранении или улучшении термомеханических, механических и коррозионных свойств, таких как прочность, сопротивление усталости, ползучести, окислению [8].

В настоящей работе образцы предварительно структурировали из фольг тугоплавких металлов (Nb, Ti, Ta), выбор титана был обоснован его уникальными свойствами, такими как легкость, пластичность, относительно высокая температура плавления и способностью образовать с ниобием соединения и твердые растворы [9, 10]. При выборе тантала в качестве упрочняющего элемента также учитывали его свойства (высокая температура плавления, коррозионная стойкость, способность работать в агрессивных средах), но основным аргументом в пользу этого выбора были близкие с ниобием физико-химические характеристики [11, 12]. Однако высокая стоимость, редкость и относительно большой вес ниобия и тантала несколько ограничивают их практическое применение. Для решения этой задачи в настоящей работе предложено чередовать слои фольг тугоплавких металлов (Nb, Ti, Ta) со слоями металлокерамики, сформированной в результате горения реакционных лент титан–кремний и титан–бор, прокатанных из порошковых смесей. Мы предполагаем, что слои керамики значительно облегчат вес слоистых материалов на основе тантала и ниобия, сохранят высокотемпературные прочностные характеристики композиционных материалов и повысят коррозионную стойкость тантала и ниобия при высоких температурах [11–13].

Выбор реакционных лент для формирования слоистого композиционного материала основан на результатах предыдущих исследований с учетом температур плавления металлических фольг, температур горения реакционных лент и коэффициентов термического расширения (табл. 1) [12–16]. Никель, характеризующийся наиболее низкой температурой плавления в данном образце, использовали как связующий элемент для формирования слоя металлокерамики [17, 18]. При выборе ленты титан–кремний учитывали, что материалы системы Nb–Si–Ti обладают хорошими прочностными свойствами при высоких температурах и перспективны для применения в конструкционных материалах, работающих в экстремальных условиях [19]. Однако реакционные ленты в структурированных образцах использовали не только для формирования керамического слоя, но и в качестве энергетического элемента [20].

 

Таблица 1. Температура плавления металлических фольг (Tmp), адиабатическая температура горения реакционных лент (Tad), коэффициенты термического расширения α

Состав

Tmp, °C

Tad, °C

α, ×10–6 °C –1

Ti

1670

–

8.6

Nb

2447

 

7.0

Ta

3017

–

6.5

Ni

1453

–

13

Ti + 1.7B

–

3180

7.4

Ti + 0.65C

–

2380

9.6

5Ti + 3Si

–

2130

12.5

 

Благодаря реакциям, протекающим в реакционных лентах, реализуется самораспространяющийся высокотемпературный синтез, который энергетически и технологически выгоден для получения материалов и покрытий на основе тугоплавких металлов [21, 22].

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

В работе использовали коммерческий порошок Ti (ПТС-1, средний размер частиц d = 40 мкм и чистотой 99%), аморфный бор (чистотой 99.4%), кремний (d < 10 мкм, чистотой 99.4%) и фольги металлов Ti (ВТ-0, толщиной 50 мкм и 180 мкм), Nb (Нб-1, толщиной 100 мкм), Ta (ТВЧ, толщиной 100 мкм) и Ni (НП2М, толщиной 100 мкм).

Реакционные ленты (5Ti + 3Si) и (Ti + 1.7B) толщиной, соответственно, 290 и 230 мкм получали методом холодной прокатки в вальцах из порошковых смесей (состав указан в молярном соотношении) [20]. Для удаления влаги и летучих примесей ленты отжигали в вакуумной печи (10–2 Пa), при температуре 700°С в течение 2 ч.

Исходные образцы размером 45 × 17 × 2.8 мм формировали чередованием металлических фольг и керамических лент (табл. 2).

 

Таблица 2. Послойный состав структурированных образцов

Номер слоя

Состав слоя

Толщина, мкм

L1

Ti + 1.7B

230

L2

Ti + 1.7B

230

L3

Ti

180

L4

Ti

50

L5

Ta

100

L6

Ni

100

L7

Nb

100

L8

Ti + 1.7B

230

L9

Ti + 1.7B

230

L10

Ni

100

L11

5Ti + 3Si

290

L12

Nb

100

L13

Ni

100

L14

Ti

50

L15

Ti

180

L16

Ti + 1.7B

230

L17

Ti + 1.7B

230

 

Синтез проводили в реакционной камере в среде аргона при атмосферном давлении [23]. К образцам (рис. 1), помещенным между нагревательными пластинами, прикладывали нагрузку 3.7 МПа [24]. Образцы предварительно нагревали со скоростью 60°С/мин до температуры 240–260°С, что ниже температуры самовоспламенения. При достижении заданного значения температуры нагреватели отключали. Контроль температуры осуществляли тремя термопарами WR5/WR20, прокатанными до толщины 30–40 мкм, сигнал с которых через аналого-цифровой преобразователь L-780 (L-Card, Россия) записывали в компьютер с частотой 1 кГц. Термопары Т1, Т2 и Т3 располагали на одной плоскости между реакционными лентами Ti + 1.7B и нагревательной пластиной внизу образца (рис. 1). Реакцию инициировали раскаленной вольфрамовой спиралью с торца образца [23].

 

Рис. 1. Исходный образец, структурированный из фольг тугоплавких металлов и реакционных лент.

 

Анализ морфологии полученных композиционных материалов и определение химического состава методом рентгеноспектрального анализа выполняли на цифровом растровом микроскопе Tescan Vega II XMU (Tescan, Брно, Чешская Республика), оснащенном энергодисперсионным спектрометром INCA Energy 450 с полупроводниковым Si(Li) детектором INCA x-sight и волнодисперсионным (волновым) спектрометром INCA Wave 700 (Oxford Instruments, Хай-Викомба, Великобритания). Исследования проводили при ускоряющем напряжении 20 кВ при токе поглощенных электронов на стандарте кобальта (Co) 210 пА, размер электронного зонда – 170 нм, время набора энергодисперсионного спектра – 70 с. Все расчеты химического состава выполняли с помощью пакета программ The Microanalysis Suite Issue 18d+SP3 (INCA Suite ver.4.15). В качестве образцов сравнения химического состава (стандартов) использовали чистые металлы (Ti, Nb и Ta) и кварц (SiO2) – в качестве стандарта на Si. Содержание бора (B) было рассчитано.

Кроме этого на цифровом сканирующем микроскопе LEO 1450 VP (Carl Zeiss, Германия) с энергодисперсионным спектрометром INCA Energy 350 с полупроводниковым Si(Li) детектором INCA x-sight были получены карты распределения характеристического рентгеновского излучения B, Si, Ti, Nb и Ta синтезированного образца (рис. 2).

 

Рис. 2. Карта распределения элементов синтезированного образца.

 

Рентгенофазовый анализ (РФА) образцов проводили на дифрактометре “ДРОН-3М” (НПП “Буревестник”, Санкт-Петербург) с использованием монохроматического CuKα-излучения.

Термомеханические свойства образцов определяли по схеме трехточечного нагружения на модернизированной универсальной испытательной машине Instron-1195 при температуре 1100°C в атмосфере аргона. Скорость нагружения образцов составила 0.5 мм/мин.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

В результате проведенных экспериментов были получены легкие прочные образцы композиционных материалов. Основой формирования композиционного материала стали фольги ниобия, тантала, титана и хорошее соединение между ними (ниобий–тантал, ниобий–тантал–никель) и слоями металлокерамики. Исследование морфологии синтезированных образцов, показало, что в результате высокотемпературной диффузии произошло прочное соединение слоев, об этом говорит волнистый характер межслоевых границ, отсутствие пор и трещин (рис. 2). Формирование этих слоев обеспечивается образованием жидкой фазы и диффузионными процессами [23, 25].

При анализе карты распределения элементов по образцу выявлено, что во время синтеза не произошло полное плавление фольг ниобия и тантала, фольги тугоплавких металлов составили основу образца. В то же время во время синтеза полностью расплавилась никелевая фольга и произошла диффузия частиц никеля по образцу. Также можно отметить небольшую диффузию атомов ниобия и тантала; атомы тантала диффундировали на значительно большее расстояние по сравнению с атомами ниобия, различие в скорости диффузии химических двойников ниобия и тантала было отмечено и ранее [26].

Данные рентгенофазового анализа (рис. 3), снятые с боковых поверхностей образцов, хорошо согласуются с данными растровой электронной микроскопии. По результатам РФА в образце присутствуют фазы TiB (орторомбическая структура) и TiB2 (гексагональная структура), фазы металлов титана (гексагональная структура), тантала (объемноцентрированная кубическая структура), ниобия (объемноцентрированная кубическая структура) и небольшое количество силицида титана Ti5Si3 (гексагональная кристаллическая структура). Наличие низшего силицида Ti5Si3 благоприятно сказывается на жаростойкости материала и улучшает свойства материалов при высоких температурах, так как при его образовании объемные изменения меньше, чем при образовании высших силицидов [27].

 

Рис. 3. Дифрактограмма синтезированного образца.

 

Известно, что хорошие прочностные характеристики слоистых композиционных материалов и прочность соединения между слоями обеспечивается за счет формирования тонких промежуточных слоев и отсутствия в их составе интерметаллидных фаз [14]. Поэтому особое внимание при формировании слоистого композита было уделено исследованию морфологии слоев и межслоевых соединений.

Исследование морфологии синтезированных образцов показало формирование ровных сплошных соединений между металлическими фольгами (L3–L7, табл. 2), образованных твердыми растворами β-(Ti, Ta), β-(Ni, Ta, Nb) и β-(Ti, Ni) (рис. 4). Формирование β-(Ti, Ta) в условиях самораспространяющегося высокотемпературного синтеза происходит в результате взаимной диффузии титана и тантала, но при температуре синтеза (>2500°C) коэффициент диффузии титана в пять раз выше, чем коэффициент диффузии тантала, т.е. можно предположить, что в результате синтеза на поверхности титановой фольги происходит частичное плавление, которое способствует диффузии атомов титана на поверхность танталовой фольги [13, 28, 29]. При образовании твердого раствора β-(Ni, Ta, Nb), соединяющего фольги тантала и ниобия (L5–L7, табл. 2), основную роль сыграло полное плавление никелевой фольги, которое способствовало взаимной диффузии тантала, ниобия и никеля. В соответствии с диаграммой состояния ниобий и тантал образуют твердый раствор, а высокие температуры синтеза увеличивают диффузию атомов [30]. Кроме того, Ta, Nb и Ni обладают пластичностью, и образованный твердый раствор позволит уменьшить напряжение на границе раздела и внутреннее напряжение в соединении, тем самым улучшая прочностные характеристики материала [31]. Твердый раствор β-(Ti, Ni), образован в результате диффузии никеля в титан (L3–L4, табл. 2). Можно предположить, что в результате синтеза произошло плавление титановых фольг, что подтверждается волнистой формой промежуточного слоя. В верхней части образца (L1–L2, табл. 2), в результате горения реакционных лент (Ti + 1.7B) сформировался слой металлокерамики: зерна TiB и TiB2 равномерно распределены в расплаве титана. Структура этого слоя идентична слоям образца, в состав которых входили ленты (Ti + 1.7B) (L1–L2, L8–L9, L16–L17, табл. 2), т.е. независимо от расположения реакционных лент в результате синтеза формировалась металлокерамика на основе зерен TiB и TiB2, равномерно распределенных в титановой связке (рис. 4, рис. 5) [32]. Эти данные хорошо согласуются с данными рентгенофазового анализа (рис. 3). При более детальном изучении морфологии нижних слоев образца было обнаружено, что в отличие от слоев L1–L2, L8–L9, где присутствие никеля в β-Ti незначительно, в слоях L16–L17 зерна TiB и TiB2 распределены в твердом растворе β-(Ti, Ni). Наличие никеля объясняется полным плавлением никелевых фольг и активной диффузией атомов никеля, что подтверждается картой распределения элементов (рис. 2).

 

Рис. 4. Морфология области образца, соответствующей слоям L1–L9 (табл. 2).

 

Рис. 5. Морфология области образца, соответствующей слоям L9–L17 (табл. 2).

 

Соединение титановой и ниобиевой фольг (L12–L15, табл. 2) произошло в результате формирования промежуточного слоя, образованного твердым раствором β-(Ti, Nb) (рис. 5) [10]. На границе ниобиевой фольги и слоя металлокерамики (L11–L12, табл. 2), образованной в результате горения реакционной ленты (5Ti + 3Si) сформировался промежуточный слой β-(Nb, Ti)5Si3, который обладает большей пластичностью и более низким коэффициентом термического расширения по сравнению с фазой Nb5Si3 [33] (рис. 5). Плавление никелевой фольги способствовало прямому образованию Ti5Si3 и однородности слоя, кроме этого, связующий эффект Ni для Ti5Si3 способствовал улучшению вязкости всего материала и повышению плотности [34].

При оценке прочностных свойств полученного слоистого композита в процессе испытаний на трехточечный изгиб вели запись вели запись нагрузки – прогиба образца (рис. 6). На кривой видно, что до 73 ± 10 МПа происходит упругая деформация, предел прочности достигается при 87 ± 10 МПа, далее имеет место вязкий характер разрушения образца. Однако не происходит полного разрушения образца: фольги металлов (Ta, Nb) обладают высокой пластичностью, а промежуточные слои, сформированные твердыми растворами, снижают концентрацию термических напряжений. Трещина распространяется по керамике, вдоль направления нагрузки. Следует отметить, что рассеяние энергии происходит в основном образованием магистральных трещин в слоях керамики, которые эффективно затормаживаются в вязких слоях твердого раствора и фольг чистого металла (рис. 6). Практически полное отсутствие трещин вдоль слоев указывает на высокую адгезию образовавшихся соединений с соседними слоями. Значения прочностных характеристик полученных образцов выше, чем прочностные свойства слоистых композиционных материалов, полученных в работе [13].

 

Рис. 6. Диаграмма разрушения при 1100°С (а) и морфология образца после испытаний на трехточечный изгиб (б).

 

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В процессе горения реакционных лент (Ti + 1.7B, 5Ti + 3Si), образуются прочные соединения между сформировавшимися слоями металлокерамики и металлическими фольгами (Ti, Nb, Ta, Ni), что позволяет конструировать на их основе материалы с заданной структурой, пористостью и прочностными характеристиками. Использование реакционной ленты на основе титан–кремний позволяет получать многослойные композиционные материалы на основе ниобия и тантала с хорошими термомеханическими характеристиками, прочность на трехточечный изгиб которых достигает 87 МПа при 1100°С.

Анализ морфологии синтезированных образцов показал, что соединение в режиме горения между металлическими фольгами и керамическими слоями, прокатанными из порошковых смесей, обеспечивается за счет реакционной диффузии, взаимной пропитки и химических реакций, протекающих в реакционных лентах и на поверхности металлических фольг. Формирование тонких межслоевых соединений на основе твердых растворов обеспечивает прочное соединение между слоями образца, повышает вязкость материала, снижает уровень внутреннего напряжения и уменьшает разницу коэффициентов термического расширения, тем самым повышая высокотемпературные характеристики слоистого композита.

Прочностные характеристики слоистых композиционных материалов на основе ниобия могут быть увеличены за счет оптимизации соотношения толщин слоев тугоплавких металлов и металлокерамики, сформировавшейся в результате горения реакционных лент.

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

×

作者简介

O. Kamynina

Osipyan Institute of Solid State Physics RAS

编辑信件的主要联系方式.
Email: kamynolya@gmail.com
俄罗斯联邦, 142432, Chernogolovka

S. Vadchenko

Merzhanov Institute of Structural Macrokinetics and Materials Science RAS

Email: kamynolya@gmail.com
俄罗斯联邦, 142432, Chernogolovka

I. Kovalev

Merzhanov Institute of Structural Macrokinetics and Materials Science RAS

Email: kamynolya@gmail.com
俄罗斯联邦, 142432, Chernogolovka

D. Prokhorov

Osipyan Institute of Solid State Physics RAS

Email: kamynolya@gmail.com
俄罗斯联邦, 142432, Chernogolovka

D. Andreev

Merzhanov Institute of Structural Macrokinetics and Materials Science RAS

Email: kamynolya@gmail.com
俄罗斯联邦, 142432, Chernogolovka

A. Nekrasov

Institute of Experimental Mineralogy RAS

Email: kamynolya@gmail.com
俄罗斯联邦, 142432, Chernogolovka

参考

  1. Zhao J.C., Westbrook J.H. // MRS Bull. 2003. V. 28. P. 622. https://doi.org/10.1557/mrs2003.189
  2. Kong B., Jia L., Zhang H., Sha J., Shi S., Guan K. // Int. J. Refractory Metals Hard Mater. 2016. V. 58. P. 84. https://doi.org/10.1016/j.ijrmhm.2016.04.004
  3. Pierre C., Tasadduq Kh. // Aerospace Sci. Technol. 1999. V. 3. № 8. P. 513. https://doi.org/10.1016/S1270-9638(99)00108-X
  4. Kiiko V.M., Korzhov V.P., Kurlov V.N., Khvostunkov K.A. // J. Surf. Invest.: X-ray, Synchrotron Neutron Tech. 2020. V. 14. № 6. P. 1126. https://www.doi.org/10.1134/S1027451020060075
  5. Tsakiropoulos P. // Prog. Mater. Sci. 2022. V. 123. P. 100714. https://www.doi.org/10.1016/j.pmatsci.2020.100714
  6. Deardo A.J. // Int. Mater. Rev. 2003. V. 48. № 6. P. 371. https://doi.org/10.1179/095066003225008833
  7. Zheng X., Bai R., Cai X., Bai R., Xia M.,Wang F., Liu H., Wang H. // Mater. China. 2014. V. 33. № 9. P. 586. https://www.doi.org/10.7502/j.issn.1674-3962.2014.09.07
  8. Le V.T., Ha N.S., Goo N.S. // Composites B. 2021. V. 226. P. 109301. https://doi.org/10.1016/j.compositesb.2021.109301
  9. Saurabh A., Meghana Ch.M., Singh P.K., Verma P.Ch. // Materials Today: Proc. 2022. V. 56. P. 412. https://doi.org/10.1016/j.matpr.2022.01.268
  10. Wang J.C., Liu Y.J., Qin P, Liang S.X., Sercombe T.B., Zhang L.C. // Mater. Sci. Engineering A. 2019. V. 760. P. 214. https://doi.org/10.1016/j.msea.2019.06.001
  11. Gramberg U., Renner M., Diekmann H. // Mater. Corrosion. 1995. V. 46. № 12. P. 689. https://doi.org/10.1002/maco.19950461206
  12. Li Sh., Xiao L., Liu S., Zhang Y., Xu J., Zhou X., Zhao G., Cai Zh., Zhao X. // J. Europ. Ceram. Soc. 2022. V. 42. P. 4866. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2022.05.009
  13. Cai X., Wang D., Wang Y., Yang Zh. // J. Manufacturing Processes. 2021. V. 64. P. 1349. https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2021.02.057
  14. Wunderlich W. // Metals. 2014. V. 4. P. 410. https://www.doi.org/10.3390/met4030410
  15. Kamynina O.K., Vadchenko S.G., Shchukin A.S., Kovalev I.D. // Int. J. Self-Propag. High-Temp. Synth. 2016. V. 25. P. 238. https://doi.org/10.3103/S106138621604004X
  16. Kamynina O.K., Vadchenko S.G., Shchukin A.S. // Russ. J. Non-Ferr. Met. 2019. V. 60. P. 422. https://doi.org/10.3103/S1067821219040035
  17. Ye Y., Mu D. // // J. Europ. Ceram. Soc. 2014. V. 34. № 10. P. 2177. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2014.02.018
  18. Pei X.-J., Huang J.-H., Zhang J.-G., Wei Sh., Lin G.-B., Liu H.-Y. // Mater. Lett. 2006. V. 60. P. 2240. https://www.doi.org/10.1016/j.matlet.2005.12.138
  19. Reyes D., Malard V., Drawin S., Couret A., Moncho- ux J.-P. // Intermetallics. 2022. V. 144. P. 107509. https://www.doi.org/10.1016/j.intermet.2022.107509
  20. Vadchenko S.G. // Combust. Explos. Shock Waves. 2019. V. 55. P. 177. https://doi.org/10.1134/S0010508219020060
  21. Marchenko E., Yasenchuk Yu., Baigonakova G., Gun-ther S., Yuzhakov M., Zenkin S., Potekaev A., Dubovi-kov K. // Surf. Coat. Technol. 2020. V. 388. P. 125543. https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2020.125543
  22. Vorotilo S., Potanin A.Y., Iatsyuk I.V., Levashov E.A. // Adv. Eng. Mater. 2018. V. 20. P. 1800200. https://doi.org/10.1002/adem.201800200
  23. Kamynina O.K., Vadchenko S.G., Shkodich N.F., Kovalev I.D. // Metals. 2022. V. 12. № 1. P. 38. https://doi.org/10.3390/met12010038
  24. Vadchenko S.G., Suvorov D.S., Kamynina O.K., Mukhina N.I. // Combust. Explos. Shock Waves. 2021. V. 57. № 6. P. 672. https://doi.org/10.1134/S0010508221060058
  25. Liu R., Hou X.S., Yang S.Y., Chen C., Mao Y.R., Wang S., Zhong Z.H., Zhang Z., Lu P., Wu Y.C. // Materials Characterization. 2021. V. 172. P. 110875. https://doi.org/10.1016/j.matchar.2021.110875
  26. Dohmen R., Marschall H.R., Ludwig Th., Polednia J. // Phys. Chem. Minerals. 2019. V. 46. P. 311. https://doi.org/10.1007/s00269-018-1005-7
  27. Li Sh., Xiao L., Liu S., Zhang Ya., Xu J., Zhou X., Zhao G., Cai Zh., Zhao X. // J. Europ. Ceram. Soc. 2022. V. 42. № 12. P. 4866. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2022.05.009
  28. Ansel D., Thibon I., Boliveau M., Debuigne J. // Acta Materialia. 1998. V. 46. № 2. P. 423. https://doi.org/10.1016/S1359-6454(97)00272-3
  29. Liu Y., Li K., Wu H., Song M., Wang W., Li N., Tang H. // J. Mechanical Behavior Biomed. Mater. 2015. V. 51. P. 302. https://doi.org/10.1016/j.jmbbm.2015.07.004
  30. Krishan R., Garg S.P., Krishnamurthy N., Paul E. // Phase Diagrams of Binary Tantalum Alloys. Indian Institute of Metals, Calcutta, India, 1996. P. 118.
  31. Zhang Y., Zhou J.P., Sun D.Q., Li H.M. // J. Mater. Res. Technol. 2020. V. 9. № 2. P. 1780. https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2019.12.009
  32. Tang B., Tan Y., Xu T., Sun Z., Li X. // Coatings. 2020. V. 10. № 9. P. 813. https://doi.org/10.3390/coatings10090813
  33. Ioannis P., Claire U., Panos 0T. // Sci Technol Adv Mater. 2017. V. 18. № 1. P. 467. https://www.doi.org/10.1080/14686996.2017.1341802
  34. Yang Y., Mu D. // J. Europ. Ceram. Soc. 2014. V. 34. № 10. P. 2177. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2014.02.018

补充文件

附件文件
动作
1. JATS XML
下载
2. Fig. 1. Initial sample structured from refractory metal foils and reaction tapes.

下载 (122KB)
索引源数据
3. Fig. 2. Distribution map of elements of the synthesized sample.

下载 (262KB)
索引源数据
4. Fig. 3. Diffraction pattern of the synthesized sample.

下载 (117KB)
索引源数据
5. Fig. 4. Morphology of the sample region corresponding to layers L1–L9 (Table 2).

下载 (288KB)
索引源数据
6. Fig. 5. Morphology of the sample region corresponding to layers L9–L17 (Table 2).

下载 (352KB)
索引源数据
7. Fig. 6. Fracture diagram at 1100°C (a) and morphology of the sample after three-point bending tests (b).

下载 (137KB)
索引源数据

版权所有 © Russian Academy of Sciences, 2024

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».